WO2016136810A1 - 冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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健悟 竹田
邦夫 林
上西　朗弘
東　昌史
貴行 野崎
由梨 戸田
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a method for producing the same, and more particularly, to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility, hole expansibility, and punching fatigue characteristics, and a method for producing the same.
  • This application includes Japanese Patent Application No. 2015-034137 filed in Japan on February 24, 2015, Japanese Patent Application No. 2015-034234 filed in Japan on February 24, 2015, and July 13, 2015. Claiming priority based on Japanese Patent Application No. 2015-139888 filed in Japan and Japanese Patent Application No. 2015-139687 filed in Japan on July 13, 2015, the contents of which are here Incorporate.
  • the steel plate when a high-strength steel plate is used for the skeletal component, the steel plate is required to have elongation and hole expandability as the above-described formability. Therefore, conventionally, several means have been proposed for improving elongation and hole expansion in a high-strength thin steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength thin steel sheet that uses retained austenite as a metal structure of a steel sheet in order to improve ductility.
  • the ductility of a high-strength thin steel sheet is improved by increasing the stability of retained austenite.
  • the punching fatigue characteristics are not taken into consideration, and the optimum form of the metal structure for improving the elongation, hole expansibility and punching fatigue characteristics is not clear, and no control method is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a cold-rolled steel sheet in which the texture of the metal structure of the steel sheet is reduced in order to improve hole expandability.
  • punching fatigue characteristics are not taken into consideration, and a structure for improving elongation, hole expansibility and punching fatigue characteristics and control technology thereof are not disclosed at all.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having a low-temperature transformation generation phase as a main phase and a reduced ferrite fraction in order to improve local elongation in a steel sheet containing ferrite, bainite and retained austenite. Yes.
  • the metal structure of the steel sheet is mainly composed of a low-temperature transformation generation phase, voids are generated at the boundary between the low-temperature transformation generation phase and the retained austenite at the edge of the plate during the punching process. In a fatigue environment in which stress is repeatedly applied to a hole, it is difficult to ensure high fatigue characteristics.
  • a member such as a side sill is required to have collision safety after being formed as a member. That is, when a member such as a side sill is formed into a member, excellent workability is required, and after being formed as a member, collision safety is required.
  • collision safety In order to ensure collision safety, not only high tensile strength but also high 0.2% proof stress is required. However, it is extremely difficult to satisfy all of high tensile strength, high 0.2% proof stress, excellent ductility, and excellent hole expansibility in a high-strength automotive steel sheet.
  • the present invention is a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a 0.2% proof stress of 600 MPa or more in view of the current state of the prior art, and is excellent in elongation and hole expansibility while ensuring sufficient punching fatigue characteristics.
  • Another object is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • excellent elongation indicates that the total elongation is 21.0%
  • excellent hole expandability indicates that the hole expansion rate is 30.0% or more.
  • (B) By controlling the morphology of the retained austenite and the arrangement of the hard structure, it is possible to ensure higher ductility and excellent hole expansibility. Specifically, by controlling the production conditions so that the form of retained austenite is granular, generation of voids at the interface between the soft structure and the hard structure can be suppressed during hole expansion.
  • the retained austenite contained in the high-strength thin steel sheet becomes plate-like, so stress concentrates on the edge portion of the plate-like austenite, and voids are generated from the interface with the ferrite when the holes are expanded. That is, voids generated from the interface are particularly likely to be generated from the austenite edge after transformation to martensite. Therefore, since the stress concentration is relaxed by making the retained austenite granular, it is possible to prevent deterioration of hole expansibility even if the ferrite fraction is high.
  • the hole expandability is improved by controlling the dispersion state of the hard structure in the metal structure of the steel sheet.
  • voids generated at the time of hole expansion are generated from an edge portion of a hard tissue or a connecting portion of a hard tissue, and the voids are connected to form a crack. Cracks generated from the edge of the hard structure can be suppressed by controlling the form of retained austenite.
  • the arrangement of the hard tissue so that the connectivity of the hard tissue is lowered it is possible to suppress cracks generated from the connecting portion of the hard tissue, and the hole expandability can be further improved.
  • it is excellent also in a punching fatigue characteristic by controlling so that connectivity may become low.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the cold-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.100% or more, less than 0.500%, Si: 0.8% or more, and less than 4.0%.
  • Mn 1.0% or more, less than 4.0%
  • P less than 0.015%
  • Al less than 2.000%
  • Nb 0% or more, less than 0.200%
  • V 0% or more, less than 0.500%
  • B 0% or more, less than 0.0030%
  • Mg 0% or more, less than 0.0400%
  • Rem 0% or more, less than 0.0400%
  • Ca 0% Or more, less than 0.0400%
  • the balance is iron and impurities
  • the total content of Si and Al is 1.000% or more
  • Containing 15.0% or less of martensite, of the retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or less, a major axis length of 1.0 ⁇ m or less, and a minor axis length of 1.0 ⁇ m or less.
  • the ratio of a certain retained austenite is 80.0% or more, and among the bainitic ferrite, the area ratio is 1.7 or less, and the region surrounded by grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more.
  • the proportion of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.5 ° or more and less than 3.0 ° is 80.0% or more, and the martensite, bainitic ferrite, and residual oxygen Properties having a D value of 0.70 or less, a tensile strength of 980 MPa or more, a 0.2% proof stress of 600 MPa or more, a total elongation of 21.0% or more, and a hole expansion ratio of 30.0% or more.
  • the connectivity D value may be 0.50 or less, and the hole expansion ratio may be 50.0% or more.
  • the chemical composition is mass%, Nb: 0.005% or more, less than 0.200%, V: 0.010% or more, Less than 0.500%, B: 0.0001% or more, less than 0.0030%, Mo: 0.010% or more, less than 0.500%, Cr: 0.010% or more, less than 2.000%, Mg: Contains one or more of 0.0005% or more, less than 0.0400%, Rem: 0.0005% or more, less than 0.0400%, and Ca: 0.0005% or more, less than 0.0400% May be.
  • a hot-rolled steel sheet according to another aspect of the present invention is a hot-rolled steel sheet used for manufacturing the cold-rolled steel sheet according to any one of the above (1) to (3), wherein the chemical composition is mass%.
  • the chemical composition is C: 0.100% or more, less than 0.500%, Si: 0.8% or more, and less than 4.0%.
  • Mn 1.0% or more, less than 4.0%, P: less than 0.015%
  • a casting step of casting is C: 0.100% or more, less than 0.500%, Si: 0.8%
  • the total rolling reduction in the second temperature range of T1 ° C. or higher and T1 + 150 ° C. or lower is set to 50% or higher.
  • a hot rolling process including a finish rolling process for obtaining a steel sheet; and a hot rate of the hot rolled steel sheet after the hot rolling process to a third temperature range of 600 to 650 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s to 80 ° C./s.
  • a first cooling step for cooling; and the hot-rolled steel sheet after the first cooling step is retained in a third temperature range of 600 to 650 ° C.
  • a residence step; and the hot-rolled steel sheet after the residence step is 600 ° C.
  • the microstructure of the steel sheet after winding the hot-rolled steel sheet at 600 ° C. or less, and the connectivity E value of pearlite is 0.40 or less, and bainitic ferrite
  • the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries of 15 ° or more is 0.5 ° or more and less than 3.0 ° so that the proportion of bainitic ferrite having a value of 80.0% or more is obtained.
  • T1 (° C.) 920 + 40 ⁇ C 2 ⁇ 80 ⁇ C + Si 2 + 0.5 ⁇ Si + 0.4 ⁇ Mn 2 ⁇ 9 ⁇ Mn + 10 ⁇ Al + 200 ⁇ N 2 ⁇ 30 ⁇ N ⁇ 15 ⁇ Ti
  • t (seconds) 1.6 + (10 ⁇ C + Mn ⁇ 20 ⁇ Ti) / 8
  • the element symbol in a formula shows content in the mass% of an element.
  • the steel sheet may be wound at 100 ° C. or less in the winding step.
  • the seventh temperature of the hot-rolled steel sheet is 400 ° C. or more and A1 transformation point or less between the winding step and the pickling step. You may have the holding process which heats up to a range and hold
  • the method for producing a cold-rolled steel sheet according to any one of (5) to (8) further includes a plating step of performing hot dip galvanizing on the cold-rolled steel plate after the heat treatment step. Also good.
  • the method for producing a cold-rolled steel sheet according to (9) may include an alloying process step of performing a heat treatment in an eighth temperature range of 450 ° C. or more and 600 ° C. or less after the plating step. Good.
  • a steel plate and a manufacturing method thereof can be provided.
  • a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention (sometimes referred to as a steel sheet according to the present embodiment) will be described.
  • the metal structure and form of the steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • polygonal ferrite is 40.0% or more and less than 60.0%
  • Polygonal ferrite contained in the metal structure of the steel sheet is a soft structure, so it easily deforms and contributes to the improvement of ductility.
  • the lower limit of the area ratio of polygonal ferrite is set to 40.0%.
  • the area ratio of polygonal ferrite is set to less than 60.0%.
  • it is less than 55.0%, more preferably less than 50.0%.
  • Coarse ferrite exceeding 15 ⁇ m yields before fine ferrite and causes micro plastic instability. Therefore, in the polygonal ferrite, the maximum particle size is preferably 15 ⁇ m or less.
  • Residual austenite is a metal structure that contributes to the improvement of uniform elongation because it undergoes processing-induced transformation.
  • the area ratio of retained austenite is set to 10.0% or more. Preferably it is 15.0% or more.
  • the area ratio of retained austenite is less than 10.0%, a sufficient effect cannot be obtained, and it becomes difficult to obtain the target ductility.
  • the area ratio of retained austenite exceeds 25.0%, the 0.2% proof stress becomes less than 600 MPa, so the upper limit is made 25.0%.
  • bainitic ferrite is a structure effective for securing 0.2% yield strength. In order to secure a 0.2% proof stress of 600 MPa or more, bainitic ferrite is made 30.0% or more. Bainitic ferrite is also a metal structure necessary for securing a predetermined amount of retained austenite.
  • the transformation from austenite to bainitic ferrite causes carbon to diffuse and concentrate in untransformed austenite. When the carbon concentration is increased due to carbon concentration, the temperature at which transformation from austenite to martensite occurs at room temperature or lower, so that it can stably exist as retained austenite at room temperature.
  • bainitic ferrite In order to secure 10.0% or more of retained austenite by area ratio as the metal structure of the steel sheet, it is preferable to secure bainitic ferrite by 30.0% or more by area ratio.
  • the area ratio of bainitic ferrite is less than 30.0%, the 0.2% proof stress decreases, the carbon concentration in the retained austenite decreases, and transformation to martensite is likely to occur at room temperature. In this case, a predetermined amount of retained austenite cannot be obtained, and it becomes difficult to obtain the desired ductility.
  • the area ratio of bainitic ferrite is 50.0% or more, 40.0% or more of polygonal ferrite and 10.0% or more of retained austenite cannot be secured. % Or less is preferable.
  • martensite is 15.0% or less in area ratio
  • martensite refers to fresh martensite and tempered martensite.
  • Hard martensite is adjacent to the soft structure, and thus easily causes cracks at the interface during processing.
  • the interface with the soft tissue itself promotes the development of cracks and significantly deteriorates the hole expandability. Therefore, it is desirable to reduce the area ratio of martensite as much as possible, and the upper limit of the area ratio is 15.0%.
  • Martensite may be 0%, that is, not contained. Martensite is preferably 10.0% or less in terms of area ratio over the entire plate thickness, and in particular, martensite is preferably 10.0% or less in the range of 200 ⁇ m from the surface layer.
  • the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or less, a major axis length of 1.0 ⁇ m or less, and a minor axis length of 1.0 ⁇ m or less is 80.0% or more]
  • voids are generated from the interface between the soft tissue and the hard tissue. Voids generated from the interface are particularly likely to be generated from the austenite edges after transformation to martensite. The reason is that the retained austenite contained in the high-strength thin steel sheet is usually present between the laths of bainite, and the form thereof is plate-like, so that stress is easily concentrated on the edge.
  • the steel plate according to the present embodiment generation of voids from the interface between the soft structure and the hard structure is suppressed by making the form of retained austenite granular.
  • the retained austenite granular By making the retained austenite granular, deterioration of hole expansibility can be prevented even if the ferrite fraction is high. More specifically, when the retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or less and a long axis length of 1.0 ⁇ m or less among the retained austenite is 80.0% or more, the structure of polygonal ferrite Even when the rate is 40% or more, the hole expandability does not deteriorate. On the other hand, when the proportion of retained austenite having the above characteristics is less than 80.0%, the hole expandability is significantly deteriorated.
  • the retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or less, a major axis length of 1.0 ⁇ m or less, and a minor axis length of 1.0 ⁇ m or less is 80.0% or more. . Preferably it is 85.0% or more.
  • the ratio of the retained austenite having a major axis length of 1.0 ⁇ m or less was limited because the retained austenite having a major axis length of more than 1.0 ⁇ m is excessively strained during deformation, resulting in voids. This is because it causes the generation of and the hole expandability.
  • the major axis is the maximum length of individual retained austenite observed in the two-dimensional cross section after polishing
  • the minor axis is the maximum length of retained austenite in the direction perpendicular to the major axis.
  • bainitic ferrite When bainitic ferrite is formed in a lump (that is, the aspect ratio is close to 1.0), retained austenite remains in a granular form at the interface of bainitic ferrite. If the aspect ratio is 1.7 or less, it can be said to be massive. Furthermore, in bainitic ferrite, by controlling the crystal orientation difference in a region surrounded by grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more to 0.5 ° or more and less than 3.0 °, it is high in the crystal grains. The 0.2% proof stress is increased by the sub-boundary existing at the density preventing the movement of dislocations.
  • the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundary having an aspect ratio of 1.7 or less and a crystal orientation difference of 15 ° or more is 0.5 ° or more and 3.0 °.
  • the proportion of bainitic ferrite that is less than 80.0% is 80.0% or more, a high 0.2% proof stress is obtained.
  • the retained austenite has an aspect ratio of 2.0 or less, a major axis length of 1.0 ⁇ m or less, and a minor axis length of 1.0 ⁇ m or less.
  • the bainitic ferrite having the above characteristics is less than 80.0%, a high 0.2% proof stress cannot be obtained, and a predetermined amount of retained austenite having the desired form cannot be obtained. For this reason, an average ratio of crystal orientation differences in a region surrounded by grain boundaries having an aspect ratio of 1.7 or less and a crystal orientation difference of 15 ° or more is 0.5 ° or more and less than 3.0 °.
  • the lower limit of the proportion of tick ferrite is 80.0%. The higher the proportion of bainitic ferrite, the more the retained austenite with the desired form can be secured while improving the 0.2% yield strength, so the preferred proportion of bainitic ferrite with the above characteristics Is 85% or more.
  • Martensite, bainitic ferrite and retained austenite contained in the microstructure of the steel sheet are structures necessary for securing the tensile strength and 0.2% proof stress of the steel sheet.
  • these structures are harder than polygonal ferrite, voids are likely to be generated from the interface during hole expansion. In particular, when these hard tissues are connected and generated, voids are likely to be generated from the connecting portion. The generation of voids causes the hole expandability to deteriorate significantly.
  • the hole expandability can be further improved by controlling the arrangement of the hard tissues so that the connectivity of the hard tissues is lowered.
  • the D value representing the connectivity of martensite, bainitic ferrite and retained austenite can be controlled to 0.70 or less.
  • the connectivity D value is an index indicating that the hard tissue is uniformly dispersed as the value is smaller. The lower the D value, the better. Therefore, it is not necessary to set the lower limit value.
  • the lower limit value is substantially 0 because the lower limit value is not physically smaller than 0.
  • the D value is set to 0.70 or less. Preferably, it is 0.65 or less.
  • the connectivity D value and the measurement method will be described later.
  • the number of repetitions exceeds 10 6 times, and the punching fatigue characteristics are extremely excellent.
  • number of repetitions is at 0.70 exceed 105 times, it can be seen that with high punching fatigue characteristics.
  • D value exceeds 0.70 it will fracture
  • the punching fatigue characteristics cannot be evaluated by a conventional hole expansibility test, and even if the hole expansibility is excellent, the punching fatigue characteristics are not always excellent.
  • the punching fatigue characteristics are as follows.
  • a test piece having a parallel part width of 20 mm, a length of 40 mm, and a total length of 220 mm including the grip part is prepared so that the stress load direction and the rolling direction are parallel to each other.
  • a hole with a diameter of 10 mm is punched out under the condition of a clearance of 12.5%, and a tensile stress of 40% of the tensile strength of each sample evaluated in advance by a JIS No. 5 test piece is repeatedly applied to the above test piece in a single swing. Can be evaluated.
  • the metal structure is in the range of 1/8 to 3/8 thickness centered at a position (1/4 thickness) of 1/4 of the plate thickness that is considered to represent a typical metal structure. Evaluate with. In the present embodiment, it is preferable to collect samples for various tests from the vicinity of the central portion in the width direction, which is perpendicular to the rolling direction, in the case of a steel plate.
  • the area ratio of polygonal ferrite is calculated by observing a range of 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness by an electron channeling contrast image using a scanning electron microscope. be able to.
  • An electronic channeling contrast image is a technique for detecting a crystal orientation difference in a crystal grain as a difference in image contrast. In the image, it is determined that the image is not pearlite, bainite, martensite, or retained austenite but ferrite.
  • Polygonal ferrite is the part of the tissue that appears with a uniform contrast.
  • the area ratio of polygonal ferrite in each field of view is calculated by an image analysis method for 8 fields of 35 ⁇ 25 ⁇ m electronic channeling contrast images, and the average value is defined as the area ratio of polygonal ferrite. Further, the ferrite particle diameter can be obtained from the equivalent circle diameter of the area of each polygonal ferrite obtained by image analysis.
  • the area ratio and aspect ratio of bainitic ferrite can be calculated from an electron channeling contrast image using a scanning electron microscope or a bright field image using a transmission electron microscope.
  • an electron channeling contrast image in a structure determined to be ferrite, an area where a difference in contrast exists in one crystal grain is bainitic ferrite.
  • a transmission electron microscope and a region where a contrast difference exists in one crystal grain is bainitic ferrite. It is possible to distinguish polygonal ferrite and bainitic ferrite by confirming the presence or absence of contrast in the image.
  • the area ratio of bainitic ferrite in each field of view is calculated by an image analysis method for 8 fields of 35 ⁇ 25 ⁇ m electronic channeling contrast image, and the average value is defined as the area ratio of bainitic ferrite.
  • the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more is calculated using the FE-SEM-EBSD method [Field Emission Scanning Electron Microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope ) Attached to EBSD: Crystal orientation analysis method using Electron
  • the grain boundary with a crystal orientation difference of 15 ° or more can be determined and the average value of the crystal orientation difference in a region surrounded by the grain boundary with a crystal orientation difference of 15 ° or more can be determined Can do.
  • the aspect ratio of bainitic ferrite can be calculated by taking a region surrounded by a grain boundary of 15 ° or more as one grain and dividing the length of the major axis of the grain by the length of the minor axis.
  • the area ratio of retained austenite was observed with FE-SEM in the range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness by etching with a repellent solution, or X-ray was used. It can be calculated by measurement. In the measurement using X-rays, from the plate surface of the sample to a depth of 1/4 position is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and MoK ⁇ rays are used as characteristic X-rays, and the bcc phase (200), (211) It is possible to calculate the area ratio of residual austenite from the integrated intensity ratio of the diffraction peaks of (200), (220), and (311) of the fcc phase.
  • the volume fraction of retained austenite is directly obtained, but it can be considered that the volume fraction and the area fraction are equal.
  • the carbon concentration “C ⁇ ” in the retained austenite can also be determined. Specifically, the lattice constant “d ⁇ ” of retained austenite is obtained from the positions of the diffraction peaks of (200), (220), and (311) of the fcc phase, and the chemical component value of each sample obtained by chemical analysis is obtained. Can be calculated by the following equation.
  • the aspect ratio of retained austenite is observed by FE-SEM in the range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 thickness by etching with a repellent solution, or when the retained austenite size is small It can be calculated using a bright field image using a transmission electron microscope. Since retained austenite has a face-centered cubic structure, when observing using a transmission electron microscope, it is possible to identify the retained austenite by obtaining a fraction of the structure and collating it with a database on the crystal structure of the metal. it can.
  • the aspect ratio can be calculated by dividing the major axis length of retained austenite by the minor axis length. In consideration of variation, the aspect ratio is measured for at least 100 retained austenite.
  • the area ratio of martensite is etched with a repeller solution, and a range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 of the plate thickness is observed with FE-SEM, and the corrosion rate observed with FE-SEM It can be calculated by subtracting the area ratio of residual austenite measured using X-rays from the area ratio of the unexposed region.
  • it can be distinguished from other metal structures by an electron channeling contrast image using a scanning electron microscope. Since martensite and retained austenite contain a large amount of solute carbon and are difficult to dissolve in the etching solution, the above distinction is possible.
  • an electronic channeling contrast image a region having a high dislocation density and having a substructure such as a block or a packet in a grain is martensite.
  • the range of the plate thickness direction of 25 ⁇ m and the rolling direction of 35 ⁇ m at each position 30, 60, 90, 120, 150 and 180 ⁇ m from the surface layer is as above.
  • the martensite area ratio in the range of the surface layer to 200 ⁇ m can be obtained by evaluating by the same method and averaging the martensite area ratio obtained at each position.
  • the connectivity D value of martensite, bainitic ferrite and retained austenite in the steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the connectivity D value is a value obtained by the following methods (A1) to (E1).
  • (A1) Using an FE-SEM, obtain an electron channeling contrast image in a range of 35 ⁇ m in a direction parallel to the rolling direction of 1 ⁇ 4 thickness and 25 ⁇ m in a direction perpendicular to the rolling direction in a cross section parallel to the rolling direction. To do. (B1) On the obtained image, 24 lines parallel to the rolling direction are drawn at 1 ⁇ m intervals. (C1) The number of intersections between all the microstructure interfaces and the parallel lines is determined. (D1) Of all the above-mentioned intersections, the ratio of the intersections between the hard structures (martensite, bainitic ferrite, retained austenite) and the interfaces is calculated (that is, the number of intersections between the hard structure interfaces and parallel lines).
  • % Regarding content means the mass%.
  • C is an element that contributes to securing the strength of the steel sheet and improving elongation by improving the stability of retained austenite. If the C content is less than 0.100%, it is difficult to obtain a tensile strength of 980 MPa or more. Moreover, the stability of retained austenite becomes insufficient and sufficient elongation cannot be obtained. On the other hand, when the C content is 0.500% or more, the transformation from austenite to bainitic ferrite is delayed, so it is difficult to secure bainitic ferrite in an area ratio of 30.0% or more. Therefore, the C content is 0.100% or more and less than 0.500%. Preferably, it is 0.150% or more and 0.250% or less.
  • Si 0.8% or more and less than 4.0%
  • Si is an element effective for improving the strength of the steel sheet. Furthermore, Si is an element that contributes to elongation by improving the stability of retained austenite. If the Si content is less than 0.8%, the above effect cannot be obtained sufficiently. Therefore, the Si content is set to 0.8% or more. Preferably it is 1.0% or more. On the other hand, when the Si content is 4.0% or more, the retained austenite increases excessively and the 0.2% yield strength decreases. Therefore, the Si content is less than 4.0%. Preferably it is less than 3.0%. More preferably, it is less than 2.0%.
  • Mn is an element effective for improving the strength of the steel sheet.
  • Mn is an element that suppresses ferrite transformation that occurs during cooling during heat treatment in a continuous annealing facility or a continuous hot dip galvanizing facility. If the Mn content is less than 1.0%, the above effect cannot be obtained sufficiently, and ferrite exceeding the required area ratio is generated, and the 0.2% proof stress is remarkably reduced. Therefore, the Mn content is 1.0% or more. Preferably it is 2.0% or more. On the other hand, when the Mn content is 4.0% or more, the strength of the slab or hot-rolled steel sheet is excessively increased. Therefore, the Mn content is less than 4.0%. Preferably it is 3.0% or less.
  • P is an impurity element, and is an element that segregates in the central portion of the plate thickness of the steel sheet and deteriorates toughness and hole expansibility or embrittles the weld.
  • the P content is 0.015% or more, the hole expandability deteriorates significantly, so the P content is less than 0.015%.
  • the lower limit is not particularly limited. However, if it is less than 0.0001% in a practical steel sheet, it is economically disadvantageous, so 0.0001% is a practical lower limit.
  • S is an impurity element and is an element that hinders weldability.
  • S is an element that forms coarse MnS and impairs hole expansibility.
  • the S content is 0.0500% or more, the weldability and the hole expandability are significantly reduced, so the S content is less than 0.0500%.
  • Preferably it is 0.00500% or less.
  • the lower the S the better.
  • the lower limit is not particularly limited, but it is economically disadvantageous to make it less than 0.0001% in a practical steel plate, so 0.0001% is a practical lower limit.
  • N is an element that forms coarse nitrides, impairs bendability and hole expandability, and causes blowholes during welding.
  • the N content is 0.0100% or more, the hole expandability is deteriorated and blowholes are remarkably generated. Therefore, the N content is less than 0.0100%.
  • the lower limit is not particularly limited. However, if it is less than 0.0005% in a practical steel sheet, it causes a significant increase in production cost, so 0.0005% is a substantial lower limit.
  • Al is an element effective as a deoxidizing material. Moreover, Al is an element which has the effect
  • Si and Al are elements that contribute to elongation by improving the stability of retained austenite. If the total content of these elements is less than 1.000%, sufficient effects cannot be obtained, so the total content of Si and Al is set to 1.000% or more. More preferably, it is 1.200% or more.
  • the upper limit of Si + Al is less than 6.000% in total of the upper limits of Si and Al.
  • Ti 0.020% or more and less than 0.150%
  • Ti is an important element in the steel sheet according to the present embodiment. Ti refines austenite in the heat treatment step, thereby increasing the grain interface area of austenite. Since ferrite tends to nucleate from austenite grain boundaries, the area ratio of ferrite is increased by increasing the interfacial area of austenite grains. Since the austenite refinement effect appears clearly when the Ti content is 0.020% or more, the Ti content is set to 0.020% or more. Preferably it is 0.040% or more, More preferably, it is 0.050% or more. On the other hand, when the Ti content is 0.150% or more, the precipitation amount of carbonitride increases and the total elongation decreases. Therefore, the Ti content is less than 0.150%. Preferably, it is less than 0.010%, more preferably less than 0.070%.
  • the steel sheet according to the present embodiment is basically composed of the above elements, with the balance being Fe and impurities.
  • Nb 0.020% or more, less than 0.600%
  • V 0.010% or more, less than 0.500%
  • B 0.0001% or more, less than 0.0030%
  • Mo 0.010% or more, less than 0.500%
  • Cr 0.010% or more, less than 2.000%
  • Mg 0.0005% or more, less than 0.0400%
  • Rem 0.0005% or more, 0
  • One or more of less than 0.0400%, Ca: 0.0005% or more, and less than 0.0400% may be appropriately contained.
  • the lower limit is 0%. Further, even when these elements are included in a range below the range described below, the effect of the steel sheet according to the present embodiment is not impaired.
  • Nb and V like Ti, have the effect of increasing the austenite grain interfacial area by refining austenite in the heat treatment step.
  • Nb it is preferable to make Nb content 0.005% or more.
  • V it is preferable to make V content 0.010% or more.
  • the Nb content is 0.200% or more, the precipitation amount of carbonitride increases and the total elongation decreases. Therefore, even when Nb is contained, the Nb content is preferably less than 0.200%.
  • the V content is 0.500% or more, the precipitation amount of carbonitride increases and the total elongation decreases. Therefore, even when V is contained, the V content is preferably less than 0.500%.
  • B has the effect of strengthening grain boundaries, and suppresses ferrite transformation during cooling after annealing in continuous annealing equipment or continuous hot dip galvanizing equipment, so that the structural fraction of polygonal ferrite does not exceed a predetermined amount.
  • the B content is preferably 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.
  • the B content is preferably less than 0.0030%. More preferably, it is 0.0025% or less.
  • Mo 0.010% or more and less than 0.500%
  • Mo is a strengthening element, and the structural fraction (area ratio) of polygonal ferrite exceeds a predetermined amount by suppressing ferrite transformation during cooling after annealing in continuous annealing equipment or continuous hot dip galvanizing equipment.
  • the content is preferably 0.010% or more. More preferably, it is 0.020% or more.
  • the Mo content is 0.500% or more, the effect of suppressing the ferrite transformation is too strong, and it becomes impossible to secure a predetermined amount or more of polygonal ferrite. Therefore, even when contained, the Mo content is preferably less than 0.500%. More preferably, it is 0.200% or less.
  • Cr 0.010% or more and less than 2.000%
  • Cr is an element that contributes to an increase in the strength of the steel sheet, and the effect of controlling the structural fraction of polygonal ferrite so as not to exceed a predetermined amount during cooling after annealing in continuous annealing equipment or continuous hot dip galvanizing equipment. It is an element having When obtaining this effect, the Cr content is preferably 0.010% or more. More preferably, it is 0.020% or more. On the other hand, if the Cr content is 2.000% or more, the effect of suppressing the ferrite transformation is too strong, and it becomes impossible to ensure a polygonal ferrite of a predetermined amount or more. Therefore, even when Cr is contained, the Cr content is preferably less than 2.000%. More preferably, it is 0.100% or less.
  • Ca, Mg, and REM are elements that control the form of oxides and sulfides and contribute to improvement of hole expansibility. Since the above effects cannot be obtained when the content of any element is less than 0.0005%, the content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more. On the other hand, if the content of any element is 0.0400% or more, a coarse oxide is formed, and the hole expandability deteriorates. Therefore, the content of any element is preferably less than 0.0400%. More preferably, it is 0.010% or less.
  • REM rare earth element
  • it is often added by misch metal, but in addition to La and Ce, a lanthanoid series element may be added in combination. Also in this case, the effect of the steel plate according to the present embodiment is not impaired. Moreover, even if metal REM, such as metal La and Ce, is added, the effect of the steel plate according to the present embodiment is not impaired.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength of 980 MPa or more and a 0.2% proof stress of 600 MPa or more as a range that can contribute to weight reduction of an automobile body while ensuring collision safety.
  • the total elongation is 21.0% or more and the hole expansion rate is 30.0% or more.
  • the total elongation is 30.0% or more and the hole expansion ratio is 50.0% or more.
  • these values, particularly the total elongation and hole expansibility are also indices indicating the non-uniformity of the structure of the steel sheet, which is difficult to evaluate quantitatively by ordinary methods.
  • the molten steel melted so as to be in the component range of the steel plate according to this embodiment described above is cast into a steel ingot or slab.
  • the cast slab used for hot rolling may be a cast slab, and is not limited to a specific cast slab.
  • a continuous cast slab or a slab manufactured by a thin slab caster may be used.
  • the cast slab is directly subjected to hot rolling, or once cooled, it is heated and subjected to hot rolling.
  • the total rolling reduction (cumulative rolling reduction) in a temperature range (first temperature range) of 1000 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower needs to be 40% or higher.
  • the austenite grain size after finish rolling increases and the non-uniformity of the steel sheet structure increases, so that the formability deteriorates.
  • the total rolling reduction in the first temperature range is less than 40%, the austenite grain size after finish rolling becomes excessively small, the transformation from austenite to ferrite is excessively promoted, and the steel sheet structure is unsatisfactory. Since the uniformity is increased, the formability after annealing deteriorates.
  • the finish rolling temperature and the total rolling reduction in the hot rolling step are important steps for controlling the connectivity of the hard structure after the heat treatment.
  • pearlite can be uniformly dispersed in the microstructure at the stage of the hot rolled steel sheet. If pearlite is uniformly dispersed in a hot-rolled steel sheet, the cold-rolled steel sheet can reduce hard-structure hot-rolling connectivity. In order to uniformly disperse the arrangement of pearlite within the structure of the steel sheet, it is important to accumulate a larger amount of strain under rolling to obtain finer recrystallized grains.
  • the present inventors have found that a temperature range in which crystal grains become fine can be determined by recrystallization in an austenite region in a steel sheet having a predetermined component, based on a temperature T1 obtained by the following formula (1). .
  • the temperature T1 is an index representing the precipitation state of the Ti compound in austenite. In a non-equilibrium state in hot rolling and cold rolled sheet annealing, the precipitation of the Ti compound reaches a saturation state at T1-50 ° C. or lower, and the Ti compound completely dissolves in austenite at T1 + 150 ° C.
  • the present inventors perform a plurality of passes (finish rolling) in a temperature range (second temperature range) of T1 ° C.
  • the cumulative rolling reduction is desirably 70% or more from the viewpoint of promoting recrystallization due to strain accumulation.
  • the cumulative rolling reduction may be 90% or less.
  • T1 (° C.) 920 + 40 ⁇ C 2 ⁇ 80 ⁇ C + Si 2 + 0.5 ⁇ Si + 0.4 ⁇ Mn 2 ⁇ 9 ⁇ Mn + 10 ⁇ Al + 200 ⁇ N 2 ⁇ 30 ⁇ N ⁇ 15 ⁇ Ti (1)
  • the element symbol is the content of each element in mass%.
  • the austenite is transformed into pearlite, and a pearlite band is generated.
  • the ferrite produced during the cooling process is preferentially nucleated at the austenite grain boundaries and triple points. Therefore, if the recrystallized austenite grains are coarse, there are few ferrite nucleation sites and pearlite bands are likely to form. .
  • the recrystallized austenite grains are fine, the number of nucleation sites of ferrite generated in the cooling process is large, and ferrite is also generated from the triple point of austenite in the segregation zone of Mn, and remains untransformed. Austenite is difficult to form a layer. As a result, it is considered that generation of a pearlite band is suppressed.
  • the present inventors have found that it is effective to use an index called pearlite connectivity E value in order to quantitatively evaluate the pearlite band.
  • the pearlite connectivity E value is 0.40 or less
  • the hard tissue connectivity D value is 0.70 or less. It has been found that a certain cold-rolled steel sheet can be obtained.
  • the pearlite connectivity E value indicates that the smaller the value, the lower the pearlite connectivity and the more uniformly dispersed pearlite.
  • the connectivity E value exceeds 0.40, the connectivity of pearlite increases, and the connectivity D value of the hard structure after heat treatment cannot be controlled to a predetermined value. Therefore, it is important to set the upper limit of the E value to 0.40 at the stage of hot-rolled steel sheets.
  • the lower limit value of the E value is not particularly defined, but since the numerical value is not physically less than 0, the lower limit value is substantially 0.
  • Identification of pearlite in a hot-rolled steel sheet is possible by observation with an optical microscope using nital or a secondary electron image using a scanning electron microscope, centering on 1/4 (1/4 thickness) of the plate thickness. It can be calculated by observing the range of 1/8 to 3/8 thickness.
  • the pearlite connectivity E value can be obtained by the following methods (A2) to (E2).
  • A2) Using a FE-SEM, obtain a secondary electron image in the range of 35 ⁇ m in the direction parallel to the rolling direction and 25 ⁇ m in the direction perpendicular to the rolling direction at a thickness of 1 ⁇ 4 in the cross section parallel to the rolling direction. .
  • B2) Draw 6 lines parallel to the rolling direction at 5 ⁇ m intervals on the obtained image.
  • C2 The number of intersections between all the microstructure interfaces and lines is obtained.
  • austenite reversely transforms from the periphery of pearlite. Therefore, by making the arrangement of pearlite uniform in the hot rolling process, austenite at the time of subsequent reverse transformation is also uniformly dispersed.
  • austenite is transformed into bainitic ferrite, martensite, and retained austenite, the arrangement is inherited, and these hard structures can be uniformly dispersed.
  • Finish rolling is completed in the temperature range of T1-40 ° C or higher.
  • the finish rolling temperature (FT) is important in terms of structure control of the steel sheet.
  • the finish rolling temperature is T1-40 ° C. or higher, the Ti compound precipitates at the austenite grain boundaries after the finish rolling, thereby suppressing the austenite grain growth and controlling the austenite after the finish rolling to fine grains. Become.
  • the finish rolling temperature is less than T1-40 ° C., the precipitation of the Ti compound approaches or reaches the saturation state, and strain is applied after the reaching, so that the austenite crystal grains after the finish rolling become mixed grains, As a result, formability deteriorates.
  • the rough rolled sheets may be joined together and continuously hot rolled, or the rough rolled sheets may be wound up once and used for the next hot rolling.
  • the hot-rolled steel sheet after hot rolling starts to be cooled within 0 to 5.0 seconds after hot rolling, and is cooled to a temperature range of 600 to 650 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s to 80 ° C./s. Cool with. If the time until the start of cooling is more than 5.0 seconds after hot rolling, a difference occurs in the crystal grain size of austenite in the width direction of the steel sheet. Therefore, in the product after cold rolling annealing, the formability in the width direction of the steel sheet is reduced. This is not preferable because it causes variations and decreases the product value.
  • the cooling rate is less than 20 ° C./s, the pearlite connectivity E value in the hot-rolled steel sheet cannot be suppressed to 0.40 or less, and the formability deteriorates.
  • the cooling rate exceeds 80 ° C./s, the vicinity of the thickness layer of the hot-rolled steel sheet has a martensite-based structure, and a lot of bainite and bainite are present at the center of the sheet thickness. Becomes non-uniform and the moldability decreases.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained in which the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries of not less than ° is 0.5 ° or more and less than 3.0 ° and the proportion of bainitic ferrite is not less than 80.0%. It is done.
  • stagnation is maintained in a temperature range of 600 to 650 ° C. in response to cooling water, mist, air, double heat generated by heat removal and transformation by a table roller of a hot rolling mill, and temperature rise by a heater. Is Rukoto.
  • the process from finishing finish rolling to winding is an important process for obtaining predetermined characteristics in the steel sheet according to the present embodiment.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet has an average value of crystal orientation difference of 0.5 ° or more in a region surrounded by grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more in the bainitic ferrite in the microstructure of the steel plate.
  • the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more in bainitic ferrite is 0.5 ° or more and 3.0 °.
  • the fine and granular untransformed austenite remains at the boundary of the bainitic ferrite.
  • the generation density of the austenite grains after the heat treatment can be increased, and as a result, 0.2% proof stress can be ensured.
  • the austenite grain formation density is increased in the annealing process, which is a subsequent process, and the grain growth of austenite is suppressed by the effect of Ti contained in the steel sheet. By doing so, austenite can be made finer. By exhibiting these two effects, it is possible to obtain a predetermined microstructure in the cold-rolled steel sheet and satisfy predetermined characteristics.
  • the bainitic ferrite has an average value of crystal orientation difference in a region surrounded by a grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more of 0.5 ° or more and less than 3.0 °.
  • the residence temperature is less than 600 ° C.
  • bainitic ferrite having a large crystal orientation difference is generated. Therefore, the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundary where the crystal orientation difference is 15 ° or more is 0.5 °. As described above, the proportion of bainitic ferrite that is less than 3.0 ° is less than 80.0%.
  • the residence temperature is set to 600 to 650 ° C.
  • the residence time at 600 to 650 ° C is t seconds or more.
  • a bainitic ferrite having an average value of crystal orientation difference of 0.5 ° or more and less than 3.0 ° in a region surrounded by grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more has a small crystal orientation difference. This is a metal structure formed as a result of a group of ferrite (lass) becoming one crystal grain due to recovery of dislocations existing at the interface. Therefore, it is necessary to hold at a certain temperature for a predetermined time or more.
  • the residence time is less than t seconds
  • the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more in the hot-rolled steel sheet is 0.5 ° or more and less than 3.0 °.
  • Nitic ferrite cannot be secured by 80.0% or more. Therefore, the lower limit is t seconds.
  • the residence time exceeds 10.0 seconds, it is necessary to install a large-scale heating device on the hot-roll run-out table. 0 second or less is preferable.
  • the hot-rolled steel sheet is retained in the temperature range of 600 to 650 ° C. for t seconds or more, then cooled to 600 ° C. or lower and wound at 600 ° C. or lower.
  • CT coiling temperature
  • the upper limit is set to 600 ° C.
  • the cooling stop temperature and the coiling temperature are almost equal.
  • the winding temperature is 100 ° C. or less.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly defined, it is technically difficult to wind at a temperature of room temperature or lower, so that the room temperature is a substantial lower limit.
  • heating temperature is less than 400 degreeC, the softening effect of a hot-rolled steel plate will not be acquired.
  • the heating temperature exceeds the A1 transformation point, the microstructure of the hot-rolled steel sheet is damaged, and a microstructure for obtaining predetermined characteristics after the heat treatment cannot be generated.
  • the holding time after the temperature rise is less than 10 seconds, the effect of softening the hot-rolled steel sheet cannot be obtained.
  • the A1 transformation point can be obtained from a thermal expansion test. For example, it is desirable that the sample is heated at 1 ° C./s, and the temperature at which the volume ratio of austenite obtained from the thermal expansion change exceeds 5% is used as the A1 transformation point. .
  • [Pickling process] [Cold rolling process] The hot-rolled steel sheet wound up at 600 ° C. or lower is rewound, pickled, and subjected to cold rolling. By pickling, the oxide on the surface of the hot-rolled steel sheet is removed to improve the chemical conversion property and the plating property of the cold-rolled steel sheet.
  • the pickling may be performed by a known method, and may be performed once or divided into a plurality of times.
  • the pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled so that the cumulative rolling reduction is 40.0% or more and 80.0% or less. If the cumulative rolling reduction is less than 40.0%, it is difficult to keep the shape of the cold-rolled steel plate flat, and the ductility of the final product is lowered, so the cumulative rolling reduction is made 40.0% or more. Preferably it is 50.0% or more. This is because, for example, if the cumulative rolling reduction is insufficient, the strain accumulated in the steel sheet becomes non-uniform, and ferrite is mixed when the cold-rolled steel sheet is heated from room temperature to a temperature range below the A1 transformation point in the annealing process.
  • the cumulative rolling reduction exceeds 80.0%, the rolling load becomes excessive and rolling becomes difficult. Further, recrystallization of ferrite becomes excessive, coarse ferrite is formed, the area ratio of ferrite exceeds 60.0%, and the hole expandability and bendability of the final product are deteriorated. Therefore, the cumulative rolling reduction is 80.0% or less. Preferably it is 70.0% or less.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass are not particularly limited. What is necessary is just to set suitably in the range which can ensure the cumulative rolling reduction 40.0% or more and 80.0% or less.
  • the cold-rolled steel sheet after the cold-rolling process is subjected to a continuous annealing line, and is heated to a temperature of T1-50 ° C. or higher and 960 ° C. or lower (fourth temperature range) for annealing.
  • T1-50 ° C. or higher and 960 ° C. or lower fourth temperature range
  • the annealing temperature is less than T1-50 ° C.
  • the polygonal ferrite exceeds 60.0% as a metal structure, and a predetermined amount of bainitic ferrite and retained austenite cannot be secured.
  • the Ti compound cannot be precipitated in the polygonal ferrite, the work hardening ability of the polygonal ferrite is lowered, and the moldability is lowered.
  • the annealing temperature is set to T1-50 ° C. or higher.
  • an upper limit if it exceeds 960 ° C. in operation, it may cause generation of soot on the steel sheet surface and breakage of the steel sheet in the furnace, which may reduce productivity.
  • C is a practical upper limit.
  • the holding time in the annealing step is 30 seconds or more and 600 seconds or less. If the annealing holding time is less than 30 seconds, the carbide is not sufficiently dissolved in the austenite, and the distribution of the solid solution carbon in the austenite is not uniform, so that residual austenite having a small solid solution carbon concentration is generated after the annealing. It becomes like this.
  • the hole expandability of the cold-rolled steel sheet is lowered. Further, if the holding time exceeds 600 seconds, generation of soot on the surface of the steel plate and breakage of the steel plate in the furnace may be caused and productivity may be lowered. Therefore, the upper limit is 600 seconds.
  • Cooling step For the cold-rolled steel sheet after the annealing step, 1.0 ° C./s to 10.0 ° C. up to a temperature range of 600 ° C. to 720 ° C. (fifth temperature range) for the purpose of controlling the area ratio of polygonal ferrite. Cool at a cooling rate of / s or less.
  • the cooling stop temperature is set to 600 ° C. or higher.
  • the cooling rate to the cooling stop temperature is 1.0 ° C./s or more and 10.0 ° C./s or less.
  • ferrite exceeds 60.0%, so that it is 1.0 ° C./second or more.
  • the cooling rate is set to 10.0 ° C./second or less. If the cooling stop temperature exceeds 720 ° C, ferrite exceeds 60.0%, so the cooling stop temperature is set to 720 ° C or less.
  • the cold-rolled steel sheet after the third cooling step is cooled to a temperature range of 150 ° C. to 500 ° C. (sixth temperature range) at a cooling rate of 10.0 ° C./s to 60.0 ° C./s, 30 Hold for at least 600 seconds. You may hold
  • This step is an important step for adjusting bainitic ferrite to 30.0% or more, retained austenite 10.0% or more, and martensite 15.0% or less.
  • the cooling rate is less than 10.0 ° C./s or the cooling stop temperature exceeds 500 ° C.
  • ferrite is generated, and 30.0% or more of bainitic ferrite cannot be secured.
  • the cooling rate exceeds 60.0 ° C./s or the cooling stop temperature is less than 150 ° C.
  • martensitic transformation is promoted, and the martensite area ratio exceeds 15%. Therefore, it cools to the temperature range of 150 degreeC or more and 500 degrees C or less with the cooling rate of 10.0 degreeC / s or more and 60.0 degreeC / s or less.
  • the holding time exceeds 600 seconds, generation of soot on the surface of the steel sheet and breakage of the steel sheet in the furnace may be caused, and the productivity may be lowered. Therefore, the upper limit is 600 seconds.
  • reheating After cooling to a temperature range of 150 ° C. to 500 ° C. at a cooling rate of 10.0 ° C./s to 60.0 ° C./s, reheating to a temperature range of 150 ° C. to 500 ° C. and then 30 seconds to 600 You may hold for less than a second.
  • reheating lattice strain is introduced by volume change due to thermal expansion, and this lattice strain promotes the diffusion of C into the austenite contained in the metal structure of the steel sheet, and can further improve the stability of retained austenite. Therefore, by performing reheating, elongation and hole expansion can be further improved.
  • the steel plate After the heat treatment step, the steel plate may be wound up as necessary. In this way, the cold rolled steel sheet according to the present embodiment can be manufactured.
  • the steel sheet after the heat treatment step may be hot dip galvanized as necessary for the purpose of improving the corrosion resistance and the like. Even if hot dip galvanization is performed, the strength, hole expansibility, ductility, etc. of the cold-rolled steel sheet can be sufficiently maintained.
  • the hot-dip galvanized steel sheet may be subjected to a heat treatment in the temperature range (eighth temperature range) of 450 ° C. or more and 600 ° C. or less as an alloying treatment as necessary.
  • the reason why the temperature of the alloying treatment is set to 450 ° C. or more and 600 ° C. or less is that when the alloying treatment is performed at 450 ° C. or less, the alloying treatment is not sufficiently performed. Further, when heat treatment is performed at a temperature of 600 ° C. or higher, alloying proceeds excessively and corrosion resistance deteriorates.
  • surface treatment such as electroplating, vapor deposition plating, alloying treatment after plating, organic film formation, film laminating, organic salt / inorganic salt treatment, non-chromic treatment, etc. can be applied to the obtained cold rolled steel sheet. Even if the above surface treatment is performed, the uniform deformability and the local deformability can be sufficiently maintained.
  • tempering process with respect to the obtained cold-rolled steel plate as needed.
  • Tempering conditions can be determined as appropriate. For example, a tempering process of holding at 120 to 300 ° C. for 5 to 600 seconds may be performed. According to this tempering treatment, martensite can be softened as tempered martensite. As a result, the hardness difference between the main phases of ferrite and bainite and martensite is reduced, and the hole expansibility is further improved.
  • the effect of this reheating treatment can also be obtained by heating for the above-described hot dipping or alloying treatment.
  • the tensile strength is 980 MPa or more
  • the 0.2% proof stress is 600 MPa or more
  • the punching fatigue characteristics are excellent
  • the total elongation is 21.0% or more
  • the hole expandability is 30.0% or more.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility and hole expandability can be obtained.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment is a hot rolled steel sheet used for manufacturing the cold rolled steel sheet according to the present embodiment. Therefore, it has the same component as the cold rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • the metal structure includes bainitic ferrite, and the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries of 15 ° or more in the bainitic ferrite is 0.5.
  • the area ratio of bainitic ferrite that is at least 0 ° and less than 3.0 ° is 80.0% or more.
  • bainitic ferrite having this crystal orientation characteristic has subgrain boundaries at a high density in the crystal grains.
  • the subgrain boundaries that existed in the hot-rolled steel sheet serve as nucleation sites for recrystallized ferrite generated in the temperature range from room temperature to less than the A1 transformation point in the annealing process of the cold-rolled steel sheet, contributing to refinement of the annealed structure. To do.
  • the area ratio of bainitic ferrite having the above-described characteristics is less than 80.0%, the annealing structure is not refined, and thus the yield strength of the cold-rolled steel sheet is lowered.
  • the mobility of the sub-grain boundary existing in the hot-rolled steel sheet is very small compared to the large tilt grain boundary.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment having a predetermined structure and characteristics can be obtained by performing the steps after the holding step described above using this hot-rolled steel sheet. Moreover, the hot-rolled steel plate which concerns on this embodiment is obtained by performing to a winding-up process among the manufacturing methods of the steel plate (cold-rolled steel plate) which concerns on this embodiment mentioned above.
  • Cast slabs having component compositions A to CL shown in Tables 1-1 to 1-3 were heated directly to 1100 to 1300 ° C. after casting or directly after cooling, and then Tables 2-1 to 2-12, Hot rolled under the conditions shown in Tables 3-1 to 3-20 and wound up to obtain hot rolled steel sheets.
  • Some hot-rolled steel sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing. Furthermore, holding
  • one or more of tempering, hot dip galvanizing, and alloying treatment were further performed within the above-described condition range.
  • a sample is taken from the hot-rolled steel sheet after winding, and the average value of the pearlite connectivity E value and the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries of 15 ° or more of the crystal orientation difference in bainitic ferrite is The area ratio of bainitic ferrite that was 0.5 ° or more and less than 3.0 ° was investigated.
  • the area ratio of polygonal ferrite, bainitic ferrite, retained austenite, martensite and the retained austenite had an aspect ratio of 2.0 or less and the long axis
  • JIS No. 5 test specimens were taken at right angles to the rolling direction of the steel sheet and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2242 to obtain 0.2% proof stress (YP) tensile strength.
  • YP 0.2% proof stress
  • TS total elongation
  • El total elongation
  • the hole expansion rate ( ⁇ ) was evaluated according to the hole expansion test method described in Japanese Industrial Standard JISZ2256.
  • the punching fatigue characteristics were evaluated by the following methods. That is, a test piece having a parallel part width of 20 mm, a length of 40 mm, and a total length of 220 mm including the grip part is prepared so that the stress load direction and the rolling direction are parallel to each other. The hole was punched under the condition of a clearance of 12.5%. Furthermore, a tensile stress of 40% of the tensile strength of each sample evaluated in advance by a JIS No. 5 test piece was repeatedly given to the test piece by single swing, and the number of repetitions until breakage was evaluated. In the case where number of repetitions exceeds 105 times, stamped fatigue characteristics are judged sufficient.
  • (A) to (C) are structures of the annealed sheet
  • (D) to (E) are structures of the hot-rolled steel sheet.
  • (A) is “the ratio (%) of retained austenite having an aspect ratio of 2.0 or less, a major axis length of 1.0 ⁇ m or more and a minor axis length of 1.0 ⁇ m or less.
  • (B)“ The aspect ratio is 1.7 or less, and the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries of 15 ° or more in the bainitic ferrite is 0.5 ° or more and 3.
  • the tensile strength is 980 MPa or more
  • the 0.2% proof stress is 600 MPa or more
  • the total elongation is 21.0% or more
  • the hole is expanded.
  • the property is 30.0% or more.
  • the punching fatigue property is excellent at 1.0 ⁇ 10 5 (indicated in the table: 1.0E + 05) times or more in terms of the number of repetitions until breakage.
  • any one or more of the mechanical properties does not reach the target value.
  • AX-2 has a low cumulative rolling reduction in cold rolling, and austenite becomes mixed when held at the annealing temperature. As a result, ferrite also becomes mixed and coarse ferrite exceeding 15 ⁇ m is formed during tensile deformation. This is an example in which the total elongation is lowered because it yields before other fine ferrites of less than 5 ⁇ m and causes micro plastic instability.
  • production No. T-2 production no. In AU-2, the annealing time was short and the carbides were not sufficiently dissolved in austenite, so the average carbon concentration in the retained austenite was less than 0.5%, so the stability to processing decreased, and the hole expandability This is an example of a decrease.
  • production No. X-2 Production No.
  • BA-4 has a short residence time, and the average value of the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries of 15 ° or more in the bainitic ferrite during hot rolling is 0.5 ° or more and less than 3.0 °. This is an example in which the area ratio of a certain bainitic ferrite is low, and thus the structure after annealing is not refined and the yield strength is reduced.
  • production No. BD-2 Production No.
  • F-3 has a low cumulative rolling reduction of 1000 to 1150 ° C., and forms austenite grains exceeding 250 ⁇ m at the position of 1/4 of the thickness of the raw material during rough rolling, so that the thickness of the cold-rolled steel sheet after annealing is 1
  • coarse elongation exceeding 15 ⁇ m at the / 4 position is formed in a band shape, so that the total elongation and hole expandability are lowered.
  • production No. L-2 and BH-3 have a low finish rolling temperature, the austenite crystal grains are coarsened at the 1/4 thickness position after finish rolling, and exceed 15 ⁇ m at the 1/4 thickness position of the cold-rolled steel sheet after annealing.
  • the martensite ratio was less than 10%
  • the ferrite grain size was 15 ⁇ m or less
  • the average carbon concentration in the retained austenite was 0.5% or more in the range of 200 ⁇ m from the surface layer.

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Abstract

　この冷延鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積率でポリゴナルフェライトを４０．０％以上、６０．０％未満、ベイニティックフェライトを３０．０％以上、残留オーステナイトを１０．０％以上、２５．０％以下、マルテンサイトを１５．０％以下含有し、前記残留オーステナイトのうち、アスペクト比が２．０以下であり、長軸の長さが１．０μｍ以下かつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトの割合が８０．０％以上であり、前記ベイニティックフェライトのうち、アスペクト比が１．７以下であり、かつ、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上であり、前記マルテンサイトと前記ベイニティックフェライトと前記残留オーステナイトとの連結性Ｄ値が０．７０以下である。

Description

冷延鋼板及びその製造方法
　本発明は、冷延鋼板及びその製造方法に関し、特に、自動車部品等を主たる用途とする、延性、穴拡げ性、及び打ち抜き疲労特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。本願は、２０１５年０２月２４日に、日本に出願された特願２０１５－０３４１３７号と、２０１５年０２月２４日に、日本に出願された特願２０１５－０３４２３４号と、２０１５年０７月１３日に、日本に出願された特願２０１５－１３９８８８号と、２０１５年０７月１３日に、日本に出願された特願２０１５－１３９６８７号とに基づき優先権を主張し、これらの内容をここに援用する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板の適用による自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板に代えて高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。
　今後、さらに自動車車体の軽量化を進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の強度レベルを高めなければならない。しかしながら、一般的に鋼板を高強度化すれば、成形性は低下する。鋼板を自動車用部材とするためには、各種の成形工程を経る必要があるので、高強度鋼板を自動車用部材へ成形するためには、強度に加えて、成形性も向上させることが必須である。
　また、自動車等を構成する機械構造用部品の軽量化には、使用する鋼の高強度化による部品厚みの減肉化とともに、ピアス穴の形成による部品自体の体積減少が有効である。しかしながら、ピアス穴の形成には、工業的には打ち抜きの採用が好ましいものの、打ち抜き部の端面には過度な応力及び歪が集中する。そのため、特に高強度鋼板において、打ち抜きを行った場合、低温変態相や残留オーステナイトの境界にボイドが生成され、打ち抜き疲労特性が低下するという課題があった。
　たとえば、骨格系部品に高強度鋼板を用いる場合、鋼板には上述の成形性として、伸びと穴拡げ性とが求められる。そのため、従来、高強度薄鋼板において、伸びや穴拡げを改善するためにいくつかの手段が提案されている。
　例えば、特許文献１では、延性を改善するために鋼板の金属組織として残留オーステナイトを活用した高強度薄鋼板が開示されている。特許文献１の薄鋼板では、残留オーステナイトの安定性を高めることにより、高強度薄鋼板の延性が改善されることが開示されている。しかしながら、打ち抜き疲労特性については考慮されておらず、伸び、穴拡げ性及び打ち抜き疲労特性を向上させるために最適な金属組織の形態は明らかではなく、また、その制御方法は何ら開示されていない。
　特許文献２では、穴拡げ性を向上させるために、鋼板の金属組織の集合組織を低減させた冷延鋼板が開示されている。しかしながら、打ち抜き疲労特性については考慮されておらず、伸び、穴拡げ性及び打ち抜き疲労特性を向上させるための組織及びその制御技術は何ら開示されていない。
　特許文献３では、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトを含む鋼板において、局部伸びを向上させるために、低温変態生成相を主相とし、フェライトの分率を低減させた高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献３の冷延鋼板では、鋼板の金属組織は低温変態生成相を主体とするため、打ち抜き加工時の板端面部において低温変態生成相や残留オーステナイトの境界にボイドが生成し、打ち抜き穴に繰り返し応力が負荷される疲労環境では、高い疲労特性を確保することが難しい。
　上述の通り、従来、高強度鋼板において、延性と穴拡げ性とを同時に高め、さらに、打ち抜き穴に繰り返し応力が負荷される疲労環境の疲労特性（打ち抜き疲労特性）を確保することは極めて難しかった。
日本国特許第５５８９８９３号公報 日本国特許第５４０８３８３号公報 日本国特許第５３９７５６９号公報
　前述したように、自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。また、例えば自動車車体の骨格系部品に高強度鋼板を用いるには、高い伸びと穴拡げ性とを両立しなければならない。また、伸びと穴拡げ性とが優れていても、打ち抜き疲労特性が低下すると、自動車車体の骨格系部品として好ましくない。
　また、特に骨格系部品の中でも、サイドシルのような部材は、部材として成形された後は、衝突安全性が要求される。すなわち、サイドシルのような部材は、部材に成形する際には優れた加工性が求められ、部材として成形された後には、衝突安全性が要求される。
　衝突安全性を確保するためには、高い引張強度だけではなく、高い０．２％耐力も要求される。しかしながら、高強度自動車用鋼板において、高い引張強度、高い０．２％耐力、優れた延性、優れた穴拡げ性の全てを満足することは極めて難しい。
　本発明は、従来技術の現状に鑑み、引張強度が９８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、十分な打ち抜き疲労特性を確保しつつ、伸び及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。本発明において、伸びに優れるとは、全伸びが２１．０％であることを示し、穴拡げ性に優れるとは、穴拡げ率が３０．０％以上であることを示す。
　本発明者らは、現在、通常に採用されている連続熱間圧延設備および連続焼鈍設備を用いて達成できる製造プロセスを前提として、打ち抜き疲労特性を確保しつつ、高強度、高い伸び、及び優れた穴拡げ性を確保すべく、鋭意研究した。その結果、以下の知見を得るに至った。
　（ａ）引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板において、鋼板の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率を制御し、さらに残留オーステナイトの形態を制御することにより、優れた延性を発現することができる。具体的には、フェライトの組織分率を高めることにより局部伸びが向上し、残留オーステナイトにより、均一伸びが向上する。そのため、これら金属組織の組み合わせにより、従来の高強度鋼板の持つ延性を大幅に向上させることが可能になる。
　（ｂ）残留オーステナイトの形態制御と、硬質組織の配置を制御することとにより、さらに高い延性と優れた穴拡げ性とを確保することができる。具体的には、残留オーステナイトの形態が粒状になるように製造条件を制御することにより、穴拡げ時に、軟質組織と硬質組織の界面におけるボイドの発生を抑制することができる。通常、高強度薄鋼板に含まれる残留オーステナイトは板状になるため、板状のオーステナイトのエッジ部に応力が集中し、穴拡げ時にフェライトとの界面からボイドの発生を招く。すなわち、界面から発生するボイドは、特に、マルテンサイトへ変態した後のオーステナイトのエッジから発生しやすい。したがって、残留オーステナイトを粒状にすることで、応力集中が緩和されるので、フェライト分率が高くても、穴拡げ性の劣化を防ぐことができる。
　（ｃ）さらに、鋼板の金属組織における硬質組織の分散状態を制御することにより、穴拡げ性が向上する。上述のように、穴拡げ時に発生するボイドは、硬質組織のエッジ部や、硬質組織の連結部から発生し、このボイドが連結して亀裂となる。硬質組織のエッジ部から発生する亀裂は、残留オーステナイトの形態を制御することにより、抑制することができる。具体的には、硬質組織の連結性が低くなるように、硬質組織の配置を制御することにより、硬質組織の連結部から発生する亀裂の抑制が可能となり、さらなる穴拡げ性の向上が図れる。また、連結性が低くなるように制御することで、打ち抜き疲労特性にも優れる。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る冷延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％以上、０．５００％未満、Ｓｉ：０．８％以上、４．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上、４．０％未満、Ｐ：０．０１５％未満、Ｓ：０．０５００％未満、Ｎ：０．０１００％未満、Ａｌ：２．０００％未満、Ｔｉ：０．０２０％以上、０．１５０％未満、Ｎｂ：０％以上、０．２００％未満、Ｖ：０％以上、０．５００％未満、Ｂ：０％以上、０．００３０％未満、Ｍｏ：０％以上、０．５００％未満、Ｃｒ：０％以上、２．０００％未満、Ｍｇ：０％以上、０．０４００％未満、Ｒｅｍ：０％以上、０．０４００％未満、及びＣａ：０％以上、０．０４００％未満、を含有し、残部が鉄及び不純物であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計が１．０００％以上であり、金属組織が、面積率でポリゴナルフェライトを４０．０％以上、６０．０％未満、ベイニティックフェライトを３０．０％以上、残留オーステナイトを１０．０％以上、２５．０％以下、マルテンサイトを１５．０％以下含有し、前記残留オーステナイトのうち、アスペクト比が２．０以下であり、長軸の長さが１．０μｍ以下かつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトの割合が８０．０％以上であり、前記ベイニティックフェライトのうち、アスペクト比が１．７以下であり、かつ、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上であり、前記マルテンサイトと前記ベイニティックフェライトと前記残留オーステナイトとの連結性Ｄ値が０．７０以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、全伸びが２１．０％以上かつ穴拡げ率が３０．０％以上の特性を有する。
　（２）上記（１）に記載の冷延鋼板は、前記連結性Ｄ値が０．５０以下であり、前記穴拡げ率が５０．０％以上であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上、０．２００％未満、Ｖ：０．０１０％以上、０．５００％未満、Ｂ：０．０００１％以上、０．００３０％未満、Ｍｏ：０．０１０％以上、０．５００％未満、Ｃｒ：０．０１０％以上、２．０００％未満、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、Ｒｅｍ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、及びＣａ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、の１種又は２種以上を含有してもよい。
　（４）本発明の別の態様に係る熱延鋼板は、上記（１）～（３）のいずれか一項の冷延鋼板の製造に用いる熱延鋼板であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％以上、０．５００％未満、Ｓｉ：０．８％以上、４．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上、４．０％未満、Ｐ：０．０１５％未満、Ｓ：０．０５００％未満、Ｎ：０．０１００％未満、Ａｌ：２．０００％未満、Ｔｉ：０．０２０％以上、０．１５０％未満、Ｎｂ：０％以上、０．２００％未満、Ｖ：０％以上、０．５００％未満、Ｂ：０％以上、０．００３０％未満、Ｍｏ：０％以上、０．５００％未満、Ｃｒ：０％以上、２．０００％未満、Ｍｇ：０％以上、０．０４００％未満、Ｒｅｍ：０％以上、０．０４００％未満、及びＣａ：０％以上、０．０４００％未満、を含有し、残部が鉄及び不純物であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計が１．０００％以上であり、金属組織が、ベイニティックフェライトを含み、前記ベイニティックフェライトのうち１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの面積率が８０．０％以上であり、パーライトの連結性Ｅ値が０．４０以下である。
　（５）本発明の別の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、化学組成が、Ｃ：０．１００％以上、０．５００％未満、Ｓｉ：０．８％以上、４．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上、４．０％未満、Ｐ：０．０１５％未満、Ｓ：０．０５００％未満、Ｎ：０．０１００％未満、Ａｌ：２．０００％未満、Ｔｉ：０．０２０％以上、０．１５０％未満、Ｎｂ：０％以上、０．２００％未満、Ｖ：０％以上、０．５００％未満Ｂ：０％以上、０．００３０％未満、Ｍｏ：０％以上、０．５００％未満、Ｃｒ：０％以上、２．０００％未満、Ｍｇ：０％以上、０．０４００％未満、Ｒｅｍ：０％以上、０．０４００％未満、及びＣａ：０％以上、０．０４００％未満を含有し、残部が鉄及び不純物であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計が１．０００％以上である鋼塊又はスラブを鋳造する鋳造工程と；前記鋼塊又はスラブに１０００℃以上１１５０℃以下の第一の温度域で合計４０％以上の圧下を施す粗圧延工程と、下記式（ａ）にある成分により決定される温度をＴ１としたとき、Ｔ１℃以上Ｔ１＋１５０℃以下の第二の温度域における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１－４０℃以上で熱間圧延を終了して熱延鋼板を得る仕上げ圧延工程と、を含む熱延工程と；前記熱延工程後の熱延鋼板を６００～６５０℃の第三の温度域まで２０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第一冷却工程と；前記第一冷却工程後の前記熱延鋼板を、６００～６５０℃の第三の温度域に下記式（ｂ）で定める時間ｔ秒以上１０．０秒以下滞留させる滞留工程と；前記滞留工程後の前記熱延鋼板を６００℃以下まで冷却する第二冷却工程と、前記熱延鋼板を、６００℃以下で、巻取り後の鋼板のミクロ組織において、パーライトの連結性Ｅ値が０．４０以下、かつベイニティックフェライトのうち、１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上となるように巻取り、熱延鋼板を得る巻取り工程と；前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と；前記酸洗工程後の前記熱延鋼板に、４０．０％以上８０．０％以下の累積圧下率となるように冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷延工程と；前記冷延工程後の冷延鋼板を、Ｔ１－５０℃以上９６０℃以下の第四の温度域まで昇温して、前記第四の温度域で３０～６００秒保持する焼鈍工程と；前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、６００℃以上７２０℃以下の第五の温度域まで１．０℃／ｓ以上１０．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第三冷却工程と；１０．０℃／ｓ以上６０．０℃／ｓ以下の冷却速度で１５０℃以上５００℃以下の第六の温度域に冷却し、３０秒以上６００秒以下保持する熱処理工程と；を有する。
　Ｔ１（℃）＝９２０＋４０×Ｃ２－８０×Ｃ＋Ｓｉ２＋０．５×Ｓｉ＋０．４×Ｍｎ２－９×Ｍｎ＋１０×Ａｌ＋２００×Ｎ２－３０×Ｎ－１５×Ｔｉ…式（ａ）
　　ｔ（秒）＝１．６＋（１０×Ｃ＋Ｍｎ－２０×Ｔｉ）／８…式（ｂ）
　式中の元素記号は、元素の質量％での含有量を示す。
　（６）上記（５）に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記巻取り工程において、前記鋼板を１００℃以下で巻取ってもよい。
　（７）上記（６）に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記巻取り工程と前記酸洗工程の間に、前記熱延鋼板を、４００℃以上、Ａ１変態点以下の第七の温度域まで昇温し、１０秒以上１０時間以下保持する保持工程を有してもよい。
　（８）上記（５）～（７）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記熱処理工程において、前記冷延鋼板を第六の温度域に冷却した後、１秒以上保持する前に、１５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱してもよい。
　（９）上記（５）～（８）のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記熱処理工程の後に、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程をさらに有してもよい。
　（１０）上記（９）に記載の冷延鋼板の製造方法は、前記めっき工程の後に、４５０℃以上かつ６００℃以下の第八の温度域で熱処理を行う合金化処理工程を有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、自動車等の構造部材として好適な、引張強度が９８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上の、打ち抜き疲労特性、伸び及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板と、その製造方法とを提供することができる。
Ｄ値と穴拡げ率（％）との関係を示すグラフである。 Ｄ値とＥ値との関係を示すグラフである。 Ｄ値と打ち抜き疲労特性との関係を示すグラフである（試験片：板厚１．４ｍｍ）。
　以下、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板（本実施形態に係る鋼板と言う場合がある）について、説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板の金属組織及びその形態について説明する。
　［面積率で、ポリゴナルフェライトを４０．０％以上、６０．０％未満］
　鋼板の金属組織に含まれるポリゴナルフェライトは、軟質な組織であるため変形しやすく、延性の向上に寄与する。均一伸び及び局部伸びの両方を向上させるため、ポリゴナルフェライトの面積率の下限値を４０．０％とする。一方、ポリゴナルフェライトが６０．０％以上となると、０．２％耐力が著しく劣化する。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率を６０．０％未満とする。好ましくは、５５．０％未満、より好ましくは５０．０％未満である。
　１５μｍを超える粗大なフェライトは、微細なフェライトよりも先に降伏し、ミクロ的な塑性不安定を引き起こす。そのため、上記ポリゴナルフェライトにおいて、最大粒径は１５μｍ以下であることが好ましい。
　［面積率で、残留オーステナイトを１０．０％以上、２５．０％以下］
　残留オーステナイトは加工誘起変態するため、均一伸びの向上に寄与する金属組織である。この効果を得るため、残留オーステナイトの面積率を１０．０％以上とする。好ましくは１５．０％以上である。残留オーステナイトの面積率が１０．０％未満となると、十分な効果が得られず、目的の延性を得ることが難しくなる。一方、残留オーステナイトの面積率が２５．０％を超えると０．２％耐力が６００ＭＰａ未満となるため、上限を２５．０％とする。
　［面積率で、ベイニティックフェライトを３０．０％以上］
　ベイニティックフェライトは、０．２％耐力を確保するために有効な組織である。６００ＭＰａ以上の０．２％耐力を確保するため、ベイニティックフェライトを３０．０％以上とする。また、ベイニティックフェライトは、所定量の残留オーステナイトを確保するために必要な金属組織でもある。本実施形態に係る鋼板では、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が起こることによって、炭素が未変態のオーステナイトへ拡散し、濃化する。炭素の濃化により炭素濃度が高くなると、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が起こる温度が室温以下となるので、室温において残留オーステナイトとして安定的に存在することができる。鋼板の金属組織として面積率で残留オーステナイトを１０．０％以上確保するためには、面積率でベイニティックフェライトを３０．０％以上確保することが好ましい。
　ベイニティックフェライトの面積率が３０．０％未満となると、０．２％耐力が低下するとともに、残留オーステナイト中の炭素濃度が低下し、室温でマルテンサイトへの変態起こりやすくなる。この場合、所定量の残留オーステナイトを得ることができず、目的の延性を得ることが難しくなる。
　一方、ベイニティックフェライトの面積率が５０．０％以上となると、４０．０％以上のポリゴナルフェライトかつ１０．０％以上の残留オーステナイトを確保することができなくなるため、上限を５０．０％以下とすることが好ましい。
　［マルテンサイトが面積率で１５．０％以下］
　本実施形態において、マルテンサイトとは、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを示す。硬質なマルテンサイトは、軟質組織と隣り合うことにより、加工時に、界面に亀裂を発生しやすくさせる。さらに、軟質組織との界面自体が亀裂の進展を助長し、穴拡げ性を著しく劣化させる。そのため、できる限りマルテンサイトの面積率を低減させることが望ましく、その面積率の上限を１５．０％とする。マルテンサイトは０％、すなわち含有されなくてもよい。
　マルテンサイトは板厚全体に亘って面積率で、１０．０％以下であることが好ましく、特に、表層から２００μｍの範囲においてマルテンサイトが１０．０％以下であることが好ましい。
　［残留オーステナイトのうち、アスペクト比が２．０以下であり、長軸の長さが１．０μｍ以下かつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトの割合が８０．０％以上］
　穴拡げ時には、軟質組織と硬質組織との界面からボイドが発生する。界面から発生するボイドは、特に、マルテンサイトへ変態した後のオーステナイトのエッジから発生しやすい。その理由は、通常、高強度薄鋼板に含まれる残留オーステナイトはベイナイトのラスの間に存在しており、その形態は板状になるため、エッジに応力集中しやすいためである。
　本実施形態に係る鋼板では、残留オーステナイトの形態を粒状にすることにより、軟質組織と硬質組織との界面からのボイド発生を抑制する。残留オーステナイトを粒状とすることにより、フェライト分率が高くても、穴拡げ性の劣化を防ぐことができる。より具体的には、残留オーステナイトのうちアスペクト比が２．０以下であり長軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトが８０．０％以上となる場合に、ポリゴナルフェライトの組織分率を４０％以上とした場合でも、穴拡げ性が劣化しない。一方、上記特徴を持つ残留オーステナイトの割合が８０．０％未満となると、穴拡げ性が著しく劣化する。そのため、残留オーステナイトのうち、アスペクト比が２．０以下であり、長軸の長さが１．０μｍ以下かつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトが８０．０％以上とする。好ましくは８５．０％以上である。ここで、長軸の長さが１．０μｍ以下の残留オーステナイトの割合を限定したのは、長軸の長さが１．０μｍ超の残留オーステナイトは、変形時において歪が過度に集中し、ボイドの生成及び穴拡げ性の低下を招くためである。長軸とは、研磨後の２次元断面で観察される個々の残留オーステナイトの最大長さであり、短軸とは長軸と直行する方向において残留オーステナイトの最大長さである。
　残留オーステナイト中の平均炭素濃度が０．５％未満の場合、加工に対する安定性が低下するので、残留オーステナイト中の平均炭素濃度は、０．５％以上であることが好ましい。
　［ベイニティックフェライトのうち、アスペクト比が１．７以下であり、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上］
　結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差を適切な範囲に制御することにより、０．２％耐力を向上させることが可能となる。
　また、残留オーステナイトの形態は、ベイニティックフェライトの形態に大きく影響される。すなわち、未変態のオーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が起こる際に、変態せずに残留した領域が残留オーステナイトとなる。そのため、残留オーステナイトの形態制御の点でも、ベイニティックフェライトの形態制御を行うことが必要である。
　ベイニティックフェライトが塊状（すなわち、アスペクト比が１．０に近い）に生成すると、残留オーステナイトは、ベイニティックフェライトの界面で粒状に残存する。アスペクト比が１．７以下であれば塊状であると言える。さらに、ベイニティックフェライトにおいて、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差を０．５°以上、３．０°未満に制御することにより、結晶粒内に高い密度で存在する亜粒界が転位の移動を妨げることにより０．２％耐力が増加する。これは、塊状のベイニティックフェライトは、結晶方位差が小さいベイニティックフェライト(ラス)の集団が、界面に存在する転位の回復（亜粒界の生成）により、一つの結晶粒となった結果、生成する金属組織だからである。このような結晶学的特長を持つベイニティックフェライトを生成させるためには、変態前のオーステナイトを細粒化することが必要である。
　ベイニティックフェライトのうち、アスペクト比が１．７以下であり、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上となる場合に、高い０．２％耐力が得られる。また、この場合、残留オーステナイトの形態が、アスペクト比が２．０以下であり長軸の長さが１．０μｍ以下なおかつ短軸の長さが１．０μｍ以下となる。一方、上記特徴を持つベイニティックフェライトが８０．０％未満となると、高い０．２％耐力を得られなくなるとともに、目的の形態を持つ残留オーステナイトを所定量得ることができない。そのため、アスペクト比が１．７以下であり、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合の下限を８０．０％とする。このようなベイニティックフェライトの割合が高いほど、０．２％耐力を向上させつつ、目的の形態を持つ残留オーステナイトを多く確保することができるので、上記特徴を持つベイニティックフェライトの好ましい割合は８５％以上である。
　［マルテンサイトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトとの連結性Ｄ値が０．７０以下］
　鋼板のミクロ組織に含まれるマルテンサイト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイトは、鋼板の引張強度、０．２％耐力を確保するために必要な組織である。しかしながら、これらの組織はポリゴナルフェライトに比べて硬質であるので、穴拡げ時に、界面からボイドが発生しやすい。特に、これら硬質組織が連結して生成すると、その連結部からボイドが発生しやすい。ボイドの発生は穴拡げ性が著しく劣化する原因となる。
　上述のとおり、残留オーステナイトの形態を制御することにより、穴拡げ時のボイドの発生をある程度抑制することができる。しかしながら、硬質組織の連結性が低くなるように、硬質組織の配置を制御することにより、さらなる穴拡げ性の向上が可能になる。
　より具体的には、図１に示すように、マルテンサイトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトとの連結性を表すＤ値を０．７０以下に制御することにより、優れた穴拡げ性が得られる。この連結性Ｄ値は、その値が小さい程、硬質組織が均一に分散していることを示す指標である。Ｄ値が低いほど好ましいため、下限値を定める必要はないが、物理的に０より小さい数値にならないため、実質、下限値は０である。一方、連結性Ｄ値が０．７０を超えると、硬質組織の連結部が増加し、ボイドの発生が助長されるので、穴拡げ性が著しく劣化する。そのため、Ｄ値を０．７０以下とする。好ましくは、０．６５以下である。連結性Ｄ値の定義、及び測定方法については後述する。
　また、本実施形態に係る鋼板では、図３に示すように、Ｄ値が０．５０以下では、１０６回を超える繰り返し回数を示し、打ち抜き疲労特性に極めて優れる。また、Ｄ値が０．５０を超え、０．７０以下では繰り返し回数が１０５回を超え、高い打ち抜き疲労特性を持つことがわかる。Ｄ値が０．７０を超えると、１０５回未満で破断し、打ち抜き疲労特性は劣位である。打ち抜き疲労特性は、従来の穴拡げ性試験では評価できず、また、穴拡げ性が優れていても、打ち抜き疲労特性が優れているとは限らない。打ち抜き疲労特性は、平行部の幅が２０ｍｍ、長さが４０ｍｍ、掴み部を含めた全長が２２０ｍｍの試験片を、応力負荷方向と圧延方向が平行となるように作製し、平行部の中央に直径１０ｍｍの穴をクリアランス１２．５％の条件で打ち抜き、あらかじめＪＩＳ５号試験片により評価した各サンプルの引張強度の４０％の引張応力を片振りで上記試験片に繰り返し与え、破断までの繰り返し回数で評価することができる。
　各組織の同定及び面積率の測定は以下の方法で行う。本実施形態に係る鋼板において、金属組織は、代表的な金属組織を示すと考えられる板厚の１／４の位置（１／４厚）を中心とする１／８～３／８厚の範囲で評価する。
　本実施形態において、各種試験のサンプルは、鋼板であれば圧延方向と直角である幅方向の中央部付近から採取することが好ましい。
　ポリゴナルフェライトの面積率は、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像により、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲を観察することにより、算出することができる。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒内の結晶方位差を像のコントラストの差として検出する手法であり、当該像において、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトではなく、フェライトであると判断される組織において均一なコントラストで写る部分がポリゴナルフェライトである。３５×２５μｍの電子チャネリングコントラスト像８視野を、画像解析の方法で、各視野でのポリゴナルフェライトの面積率を算出し、その平均値をポリゴナルフェライトの面積率とする。また、画像解析で求められる個々のポリゴナルフェライトの面積の円相当径からフェライト粒径を求めることができる。
　ベイニティックフェライトの面積率及びアスペクト比は、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像又は透過型電子顕微鏡を用いた明視野像により算出することができる。電子チャンネリングコントラスト像において、フェライトであると判断される組織において、一つの結晶粒内にコントラストの違いが存在する領域がベイニティックフェライトである。また、透過型電子顕微鏡においても同様で、一つの結晶粒内にコントラストの違いが存在する領域がベイニティックフェライトとなる。像のコントラストの有無を確認することにより、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトを区別することが可能である。３５×２５μｍの電子チャネリングコントラスト像８視野を、画像解析の方法で、各視野のベイニティックフェライトの面積率を算出し、その平均値をベイニティックフェライトの面積率とする。
　ベイニティックフェライトにおける結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差は、ＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法［電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）に付属のＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎを用いた結晶方位解析法］による結晶方位解析により、求めることができる。１／４厚を中心とする１／８～３／８厚の範囲において、３５×２５μｍの範囲を測定ピッチ０．０５μｍで測定したデータを、結晶粒毎の結晶方位差の平均値（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）として数値化することにより、結晶方位差が１５°以上の粒界を決定できるとともに、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値を求めることができる。また、ベイニティックフェライトのアスペクト比は、１５°以上の粒界に囲まれた領域を一つの粒とし、その粒の長軸の長さを短軸の長さで除することで算出できる。
　残留オーステナイトの面積率は、レペラ液でエッチングし板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、ＦＥ－ＳＥＭにより観察することや、又は、Ｘ線を用いた測定により算出することができる。Ｘ線を用いた測定では、試料の板面から深さ１／４位置までを機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）及びｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの面積率を算出することが可能である。Ｘ線を用いた場合、直接得られるのは残留オーステナイトの体積率であるが、体積率と面積率とは等しいとみなせる。
　Ｘ線回折によれば、残留オーステナイト中の炭素濃度“Ｃγ”も求めることができる。具体的には、ｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの位置から、残留オーステナイトの格子定数“ｄγ”を求め、さらに、化学分析により得られる各サンプルの化学成分値を用いて、次式により算出することができる。
　Ｃγ＝（１００×ｄγ－３５７．３－０．０９５×Ｍｎ＋０．０２×Ｎｉ－０．０６×Ｃｒ－０．３１×Ｍｏ－０．１８×Ｖ－２．２×Ｎ－０．５６×Ａｌ＋０．０４×Ｃｏ－０．１５×Ｃｕ－０．５１×Ｎｂ－０．３９×Ｔｉ－０．１８×Ｗ）／３．３
　なお、式中の各元素記号は、サンプルに含まれる各元素の質量％に対応する。
　残留オーステナイトのアスペクト比は、レペラ液でエッチングし１／４厚を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、ＦＥ－ＳＥＭにより観察することや、残留オーステナイトのサイズが小さい場合には、透過型電子顕微鏡を用いた明視野像を用いて算出することができる。残留オーステナイトは面心立方構造を有するため、透過型電子顕微鏡を用いて観察する場合、当該組織のディフラクションを取得し、金属の結晶構造に関するデータベースと照合することにより、残留オーステナイトを識別することができる。アスペクト比は、残留オーステナイトの長軸の長さを短軸の長さで除することで算出できる。ばらつきを考慮し、アスペクト比は、少なくとも１００個以上の残留オーステナイトについて測定する。
　マルテンサイトの面積率は、レペラ液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、ＦＥ－ＳＥＭにより観察し、ＦＥ－ＳＥＭで観察した腐食されていない領域の面積率から、Ｘ線を用いて測定した残留オーステナイトの面積率を差し引くことにより、算出できる。または、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像により、他の金属組織と区別することが可能である。マルテンサイト及び残留オーステナイトは固溶炭素を多く含み、エッチング液に対して溶けにくくなるため、上記の区別が可能となる。電子チャンネリングコントラスト像において、転位密度が高く、なおかつ粒内にブロックやパケットといった下部組織を持つ領域がマルテンサイトである。
　なお、その他の板厚位置の面積率を求める場合も上記と同様の方法で評価できる。例えば、表層～２００μｍの範囲のマルテンサイトの面積率を評価する場合、表層から３０、６０、９０、１２０、１５０及び１８０μｍの各位置において、板厚方向２５μｍ、圧延方向３５μｍの範囲を、上記と同じ方法で評価し、各位置で得られたマルテンサイトの面積率を平均することで、表層～２００μｍの範囲のマルテンサイトの面積率を得ることができる。
　本実施形態に係る鋼板における、マルテンサイトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトとの連結性Ｄ値について説明する。連結性Ｄ値は、次の（Ａ１）～（Ｅ１）の方法によって得られる値である。
　（Ａ１）ＦＥ－ＳＥＭを用いて、圧延方向に平行な断面において１／４厚の圧延方向と平行な方向に３５μｍかつ圧延方向と直角な方向に２５μｍの範囲の、電子チャンネリングコントラスト像を取得する。
（Ｂ１）得られた像に、圧延方向に平行な線を２４本、１μｍ間隔で引く。
（Ｃ１）全てのミクロ組織の界面と上記平行線との交点の数を求める。
（Ｄ１）上記全ての交点のうち、硬質組織（マルテンサイト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト）同士の界面との交点の割合を算出する（すなわち、硬質組織の界面と平行線との交点の数／平行線と全ての界面との交点の数）。
（Ｅ１）（Ａ１）～（Ｄ１）の手順を、同一試料で５視野実施し、５視野における硬質組織の界面の割合の平均値を、当該試料の硬質組織の連結性Ｄ値とする。
　次に、本実施形態に係る鋼板の機械特性や化学特性を確保するために含有する元素の含有量（化学組成）について説明する。含有量に関する％は質量％を意味する。
　［Ｃ：０．１００％以上、０．５００％未満］
　Ｃは、鋼板の強度の確保と、残留オーステナイトの安定性を向上させることによる伸びの向上とに寄与する元素である。Ｃ含有量が０．１００％未満であると、引張強度９８０ＭＰａ以上を得るのが難しい。また、残留オーステナイトの安定性が不十分となり、十分な伸びが得られない。一方、Ｃ含有量が０．５００％以上になると、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が遅延するので、ベイニティックフェライトを面積率で３０．０％以上確保することが難しくなる。それゆえ、Ｃ含有量を０．１００％以上、０．５００％未満とする。好ましくは、０．１５０％以上、０．２５０％以下である。
　［Ｓｉ：０．８％以上、４．０％未満］
　Ｓｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。さらに、Ｓｉは、残留オーステナイトの安定性を向上させることにより伸びに寄与する元素である。Ｓｉ含有量が０．８％未満では上記効果が十分に得られない。そのため、Ｓｉ含有量を０．８％以上とする。好ましくは１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が４．０％以上になると、残留オーステナイトが増加しすぎて、０．２％耐力が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を、４．０％未満とする。好ましくは３．０％未満である。より好ましくは２．０％未満である。
　［Ｍｎ：１．０％以上、４．０％未満］
　Ｍｎは、鋼板の強度向上に有効な元素である。また、Ｍｎは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時、冷却途中で生じるフェライト変態を抑制する元素である。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、上記効果が十分に得られず、所要の面積率を超えるフェライトが生成するとともに、０．２％耐力が著しく低下する。そのため、Ｍｎ含有量を１．０％以上とする。好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％以上になると、スラブや熱延鋼板の強度が過度に上昇する。そのため、Ｍｎ含有量を、４．０％未満とする。好ましくは３．０％以下である。
　［Ｐ：０．０１５％未満］
　Ｐは、不純物元素であり、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性や穴拡げ性を劣化させたり、溶接部を脆化させたりする元素である。Ｐ含有量が０．０１５％以上になると、穴拡げ性の劣化が顕著になるので、Ｐ含有量を０．０１５％未満とする。好ましくは０．０１０％未満である。Ｐは、少ないほど好ましいので、下限は特に限定しないが、実用鋼板で０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、０．０００１％が実質的な下限である。
　［Ｓ：０．０５００％未満］
　Ｓは、不純物元素であり、溶接性を阻害する元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴拡げ性を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．０５００％以上になると、溶接性の低下、及び、穴拡げ性の低下が顕著になるので、Ｓ含有量を０．０５００％未満とする。好ましくは０．００５００％以下である。Ｓは、少ないほど好ましいので、下限は特に限定しないが、実用鋼板で０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、０．０００１％が実質的な下限である。
　［Ｎ：０．０１００％未満］
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を阻害したり、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％以上になると、穴拡げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となるので、Ｎ含有量を０．０１００％未満とする。Ｎは、少ないほど好ましいので、下限は特に限定しないが、実用鋼板で０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くので、０．０００５％が実質的な下限である。
　［Ａｌ：２．０００％未満］
　Ａｌは、脱酸材として有効な元素である。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、オーステナイト中での鉄系炭化物の析出を抑制する作用を有する元素である。これらの効果を得るため、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉが含有されている本実施形態に係る鋼板では、必ずしも含有させなくてもよい。ただし、実用鋼板でＡｌ含有量を０．００１％未満とするのは困難であるので、０．００１％を下限としてもよい。一方、Ａｌ含有量が２．０００％以上になると、オーステナイトからフェライトへの変態が促進され、フェライトの面積率が過剰になり、０．２％耐力の劣化をもたらす。そのため、Ａｌ含有量を２．０００％未満とする。好ましくは１．０００％以下である。
　［Ｓｉ＋Ａｌ：１．０００％以上］
　Ｓｉ及びＡｌは、残留オーステナイトの安定性を向上させることにより伸びに寄与する元素である。これら元素の含有量の合計が１．０００％未満では十分な効果が得られないのでＳｉとＡｌとの合計含有量を１．０００％以上とする。より好ましくは１．２００％以上である。Ｓｉ＋Ａｌの上限は、Ｓｉ、Ａｌのそれぞれの上限の合計６．０００％未満となる。
　［Ｔｉ：０．０２０％以上、０．１５０％未満］
　Ｔｉは、本実施形態に係る鋼板において重要な元素である。Ｔｉは熱処理工程においてオーステナイトを細粒化することにより、オーステナイトの粒界面積を増加させる。フェライトはオーステナイトの粒界から核生成しやすいので、オーステナイトの粒界面積が増加することにより、フェライトの面積率が高くなる。オーステナイトの細粒化効果は、Ｔｉ含有量が０．０２０％以上で明確に表れるので、Ｔｉ含有量を０．０２０％以上とする。好ましくは０．０４０％以上、より好ましくは０．０５０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１５０％以上になると、炭窒化物の析出量が増えて全伸びが低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．１５０％未満とする。好ましくは、０．０１０％未満であり、より好ましくは、０．０７０％未満である。
　本実施形態に係る鋼板は、上記元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、上記元素の他、Ｎｂ：０．０２０％以上、０．６００％未満、Ｖ：０．０１０％以上、０．５００％未満、Ｂ：０．０００１％以上、０．００３０％未満、Ｍｏ：０．０１０％以上、０．５００％未満、Ｃｒ：０．０１０％以上、２．０００％未満、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、Ｒｅｍ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４００％未満の１種又は２種以上を、適宜含有させてもよい。Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａは必ずしも含有させる必要がないため、その下限は０％である。また、後述する範囲未満でこれらの元素を含んだ場合でも、本実施形態に係る鋼板の効果を損なうものではない。
　［Ｎｂ：０．００５％以上、０．２００％未満］
　［Ｖ：０．０１０％以上、０．５００％未満］
　Ｎｂ及びＶは、Ｔｉと同様に、熱処理工程においてオーステナイトを細粒化することにより、オーステナイトの粒界面積を増加させる効果を持つ。この効果を得る場合、Ｎｂであれば、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ｖであれば、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．２００％以上になると、炭窒化物の析出量が増えて全伸びが低下する。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．２００％未満とすることが好ましい。また、Ｖ含有量が０．５００％以上になると、炭窒化物の析出量が増えて全伸びが低下する。そのため、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．５００％未満とすることが好ましい。
　［Ｂ：０．０００１％以上、０．００３０％未満］
　Ｂは、粒界を強化する効果や、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時、フェライト変態を抑制することにより、ポリゴナルフェライトの組織分率が所定量を超えないように制御する効果を持つ。上記効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００３０％以上になると、フェライト変態を抑制する効果が強すぎて所定量以上のポリゴナルフェライトを確保することができなくなる。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００３０％未満とすることが好ましい。より好ましくは０．００２５％以下である。
　［Ｍｏ：０．０１０％以上、０．５００％未満］
　Ｍｏは、強化元素であるとともに、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時、フェライト変態を抑制することにより、ポリゴナルフェライトの組織分率（面積率）が所定量を超えないように制御する効果を持つ。Ｍｏの含有量が０．０１０％未満では効果が得られないので、含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％以上になると、フェライト変態を抑制する効果が強すぎて所定量以上のポリゴナルフェライトを確保することができなくなる。そのため含有させる場合でも、Ｍｏ含有量は０．５００％未満が好ましい。より好ましくは０．２００％以下である。
　［Ｃｒ：０．０１０％以上、２．０００％未満］
　Ｃｒは、鋼板の強度上昇に寄与する元素であるとともに、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時、ポリゴナルフェライトの組織分率が所定量を超えないように制御する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％以上になると、フェライト変態を抑制する効果が強すぎて所定量以上のポリゴナルフェライトを確保することができなくなる。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量を２．０００％未満とすることが好ましい。より好ましくは０．１００％以下である。
　［Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％未満］
　［Ｒｅｍ：０．０００５％以上、０．０４００％未満］
　［Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４００％未満］
　Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態を制御し、穴拡げ性の向上に寄与する元素である。いずれの元素も含有量が０．０００５％未満では上記効果が得られないので、含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。一方、いずれの元素も、含有量が０．０４００％以上になると、粗大な酸化物が形成され、穴拡げ性が劣化する。そのため、いずれの元素も含有量を０．０４００％未満とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以下である。
　ＲＥＭ（希土類元素）を含有させる場合、ミッシュメタルで添加することが多いが、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で添加してもよい。この場合も、本実施形態に係る鋼板の効果を損なうものではない。また、金属ＬａやＣｅなどの金属ＲＥＭを添加しても、本実施形態に係る鋼板の効果を損なうものではない。
　［引張強度が９８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、全伸びが２１．０％以上かつ穴拡げ率が３０．０％以上］
　本実施形態に係る鋼板は、衝突安全性を確保しつつ、自動車車体の軽量化への寄与できる範囲として、引張強度を９８０ＭＰａ以上、０．２％耐力を６００ＭＰａ以上とする。また、自動車部材の骨格系部品等への適用を想定し、全伸びを２１．０％以上、穴拡げ率を３０．０％以上とする。好ましくは、全伸びを３０．０％以上、穴拡げ率を５０．０％以上とする。
　本実施形態において、これらの値、特に全伸び、及び穴拡げ性は、通常の方法では定量的に評価が難しい鋼板の組織の不均一性等を示す指標でもある。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　［鋳造工程］
　上述した本実施形態に係る鋼板の成分範囲となるように溶製した溶鋼を、鋼塊又はスラブに鋳造する。熱間圧延に供する鋳造スラブは、鋳造したスラブであればよく、特定の鋳造スラブに限定されない。たとえば、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターで製造したスラブでよい。鋳造スラブは、直接、熱間圧延に供するか、又は、一旦冷却した後、加熱して、熱間圧延に供する。
　［熱延工程］
　熱延工程では、粗圧延と仕上げ圧延とを行い、熱延鋼板を得る。
　粗圧延では、１０００℃以上１１５０℃以下の温度域（第一の温度域）での圧下率の合計（累積圧下率）が４０％以上である必要がある。当該温度域での圧下で圧下率が４０％以下であると、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が大きくなり、鋼板組織の不均一性が大きくなるので、成形性が劣化する。
　一方、第一の温度域での圧下率の合計が４０％未満であると、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が過度に小さくなり、オーステナイトからフェライトへの変態が過度に促進し、鋼板組織の不均一性が大きくなるので、焼鈍後の成形性が劣化する。
　また、熱間圧延工程における仕上げ圧延の温度と、圧下率の合計値は、熱処理後の硬質組織の連結性を制御するために重要な工程である。仕上げ圧延の温度と、圧下率の合計値とを制御することにより、熱延鋼板の段階でのミクロ組織において、パーライトを均一に分散させることができる。熱延鋼板において、パーライトを均一に分散させると、冷延鋼板において、硬質組織熱延の連結性を低下させることができる。
　鋼板の組織内でパーライトの配置を均一に分散させるためには、圧下により多くの量の歪を蓄積させて、より細粒な再結晶粒を得ることが重要である。本発明者らは、以下の式（１）で求められる温度Ｔ１を基準として、所定の成分を有する鋼板において、オーステナイト域での再結晶によって結晶粒が微細になる温度範囲を決定できることを知見した。温度Ｔ１はオーステナイト中でのＴｉ化合物の析出状態を表す指標である。熱間圧延及び冷延板焼鈍における非平衡状態において、Ｔ１－５０℃以下ではＴｉ化合物の析出が飽和状態に達し、またＴ１＋１５０℃ではＴｉ化合物はオーステナイト中に完全に溶解する。
　具体的には、本発明者らは、Ｔ１℃～Ｔ１＋１５０℃の温度域（第二の温度域）で複数パスの圧延（仕上げ圧延）を行い、その累積圧下率を５０％以上とすることで、圧延中に生成する微細な再結晶粒の成長が、同時に析出するＴｉ化合物によって抑えられ、仕上げ圧延後のオーステナイトの結晶粒を微細にできることを知見した。累積圧下率が５０％未満では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が混粒となり、鋼板組織の不均一性が大きくなるので好ましくない。累積圧下率は、歪蓄積による再結晶促進の観点から７０％以上であることが望ましい。一方、累積圧下率の上限を制限することにより、圧延温度をより十分に確保し、圧延負荷を抑制することができる。そのため、累積圧下率を、９０％以下としてもよい。
　Ｔ１（℃）＝９２０＋４０×Ｃ２－８０×Ｃ＋Ｓｉ２＋０．５×Ｓｉ＋０．４×Ｍｎ２－９×Ｍｎ＋１０×Ａｌ＋２００×Ｎ２－３０×Ｎ－１５×Ｔｉ…　（１）
　ここで、元素記号は、各元素の質量％での含有量である。
　仕上げ圧延の温度域と、累積圧下率とを制御することにより、熱延鋼板のミクロ組織におけるパーライトを均一に分散させることができる。この理由は、仕上げ圧延の制御により、オーステナイトの再結晶が促進され、結晶粒が微細になり、その結果、パーライトの配置を均一に分散させることができるためである。より具体的には、鋼板中には、通常、鋳造工程で形成されたＭｎのミクロ偏析が、圧延によって延伸され、バンド状に存在している。この場合、仕上げ圧延後の冷却過程において、仕上げ圧延完了後から巻き取りまでの間で一定の冷却速度で単調に鋼板の温度を低下させるとＭｎの負偏析帯でフェライトが生成し、層状に残存した未変態オーステナイト部分にＣが濃化する。そして、その後の冷却或いは巻取り過程において、このオーステナイトがパーライトに変態し、パーライトバンドが生成する。冷却過程で生成するフェライトは、オーステナイト粒界や３重点で優先的に核生成するので、再結晶オーステナイト粒が粗大な場合、フェライトの核生成サイトが少なく、パーライトバンドが生成しやすいものと考えられる。
　一方、再結晶オーステナイト粒が微細な場合、冷却過程において生成するフェライトの核生成サイト数が多く、Ｍｎの偏析帯中にあるオーステナイトの３重点からもフェライトが生成することにより、未変態で残存するオーステナイトが層状を形成しにくくなる。この結果、パーライトバンドの生成が抑制されるものと考えられる。
　本発明者らは、パーライトバンドを定量的に評価するために、パーライトの連結性Ｅ値という指標を用いることが有効であることを見出した。また、本発明者らが鋭意検討を行った結果、図２に示すように、パーライトの連結性Ｅ値が０．４０以下となる場合に、硬質組織の連結性Ｄ値が０．７０以下である冷延鋼板が得られることを見出した。パーライトの連結性Ｅ値は、その値が小さい程、パーライトの連結性が低く、パーライトが均一に分散していることを示す。連結性Ｅ値が０．４０を超えると、パーライトの連結性が高くなり、熱処理後の硬質組織の連結性Ｄ値を所定の値に制御することができない。そのため、熱延鋼板の段階において、Ｅ値の上限を０．４０とすることが重要である。一方、Ｅ値の下限値は特に定めないが、物理的に０未満の数値にならないため、実質、下限値は０である。
　熱延鋼板におけるパーライトの識別は、ナイタールを用いた光学顕微鏡観察、または、走査型電子顕微鏡を用いた２次電子像により可能であり、板厚の１／４（１／４厚）を中心とする１／８～３／８厚の範囲を観察することにより、算出することができる。
　パーライトの連結性Ｅ値は、次の方法（Ａ２）～（Ｅ２）の方法で求めることができる。
（Ａ２）ＦＥ－ＳＥＭを用いて、圧延方向に平行な断面において１／４厚において、圧延方向と平行な方向に３５μｍかつ圧延方向と直角な方向に２５μｍの範囲の２次電子像を取得する。
（Ｂ２）得られた像に、圧延方向に平行な線を５μｍ間隔で６本引く。
（Ｃ２）全てのミクロ組織の界面と線の交点の数を求める。
（Ｄ２）上記全ての交点のうち、平行線とパーライトが隣り合う界面との交点の数を、全ての平行線と界面との交点の数で除し、パーライトの界面の割合を算出する（すなわち、パーライト同士の界面と平行線との交点の数／平行線と全ての界面との交点の数）。
（Ｅ２）（Ａ２）～（Ｄ２）の手順を、同一試料で５視野実施し、５視野におけるパーライトの界面の割合の平均値を、当該試料の硬質組織の連結性Ｅ値とする。
　熱延工程より後に行われる酸洗及び冷延後の焼鈍工程において、オーステナイトは、パーライトの周囲から逆変態する。そのため、熱延工程においてパーライトの配置を均一にすることにより、その後の逆変態時のオーステナイトも均一に分散する。均一に分散したオーステナイトがベイニティックフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトに変態すると、その配置が引き継がれ、これら硬質組織を均一に分散させることができる。
　仕上げ圧延は、Ｔ１－４０℃以上の温度域で完了する。仕上げ圧延温度（ＦＴ）は、鋼板の組織制御の点で重要である。仕上げ圧延温度がＴ１－４０℃以上であると、仕上げ圧延後にＴｉ化合物がオーステナイトの結晶粒界に析出し、オーステナイトの粒成長を抑え、仕上げ圧延後のオーステナイトを細粒に制御することが可能となる。一方、仕上げ圧延温度がＴ１－４０℃未満であると、Ｔｉ化合物の析出が飽和状態に近づいた、あるいは達した後に歪が加えられることにより、仕上げ圧延後のオーステナイトの結晶粒が混粒となり、その結果、成形性が劣化する。
　熱間圧延工程では、粗圧延板同士を接合して連続的に熱間圧延を行ってもよいし、また、粗圧延板を一旦巻き取って、次の熱間圧延に供してもよい。
　［第一冷却工程］
　熱間圧延後の熱延鋼板を、熱間圧延後、０～５．０秒以内に、冷却を開始するとともに、６００～６５０℃の温度域まで２０℃／ｓ～８０℃／ｓの冷却速度で冷却する。
　熱間圧延後、冷却開始までが５．０秒超であると、鋼板の幅方向でオーステナイトの結晶粒径に差が生じるので、冷延焼鈍後の製品において鋼板の幅方向での成形性のバラツキを生み、製品価値の低下を招くので好ましくない。冷却速度が２０℃／ｓ未満であると熱延鋼板でのパーライトの連結性Ｅ値を０．４０以下に抑えることができず、成形性が低下する。一方、冷却速度が８０℃／ｓを超えると、熱延鋼板の板厚表層付近はマルテンサイト主体の組織となり、また板厚中心ではベイナイト及びベイナイトが多く存在するようになり、板厚方向の組織が不均一となって、成形性が低下する。
　［滞留工程］
　［第二冷却工程］
　［巻取工程］
　第一冷却工程後の熱延鋼板を６００～６５０℃の温度域（第三の温度域）に、下記式（２）で定める時間ｔ秒以上滞留させ、その後、６００℃以下まで冷却する。また、冷却後の熱延鋼板を、６００℃以下の温度域で巻取る。巻取りによって、巻取り後の鋼板（熱延鋼板）のミクロ組織において、パーライトの連結性Ｅ値が０．４以下、かつ金属組織がベイニティックフェライトを含み、ベイニティックフェライトのうち、１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上である熱延鋼板が得られる。
　ここで、滞留とは、冷却水、ミスト、大気、熱間圧延機のテーブルローラーによる抜熱及び変態で生じる複熱、ヒーターによる温度の上昇を受けて、６００～６５０℃の温度域で保持されることである。
　仕上げ圧延終了後から巻取りまでの工程は、本実施形態に係る鋼板において所定の特性を得るために重要な工程である。熱延鋼板のミクロ組織を、鋼板のミクロ組織におけるベイニティックフェライトのうち結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトを８０．０％以上に制御することにより、後の熱処理工程において、オーステナイト粒の生成密度を高めることができる。
　巻取り工程後の熱延鋼板において、ベイニティックフェライトのうち、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトが生成すると、ベイニティックフェライトの境界には、微細で粒状の未変態のオーステナイトが残存する。
　つまり、熱延鋼板において炭化物や残留オーステナイトを微細に分散させておくことにより、熱処理後のオーステナイト粒の生成密度を高めることができ、結果として、０．２％耐力を確保することが可能となる。本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱延鋼板のミクロ組織制御により、後工程である焼鈍工程においてオーステナイト粒の生成密度を高め、さらに鋼板に含有するＴｉの効果によってオーステナイトの粒成長を抑制することにより、オーステナイトの細粒化が実現できる。この２つの効果が発現することにより、冷延鋼板において、所定のミクロ組織を得ることができ、なおかつ所定の特性を満足することが可能になる。
　熱延鋼板において、ベイニティックフェライトのうち結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトを８０．０％以上に制御するためには、巻取りまでの各工程を上述した条件で行うことが必要であり、特に、仕上げ圧延終了後に、６００～６５０℃の温度域に式（２）で定める時間ｔ秒以上滞留させ、冷却し、６００℃以下の温度域で巻取ることが特に重要である。
　ｔ（秒）＝１．６＋（１０×Ｃ＋Ｍｎ－２０×Ｔｉ）／８　…　（２）
　式中の元素記号は、元素の質量％での含有量を示す。
　滞留温度が６００℃未満になると、結晶方位差が大きいベイニティックフェライトが生成するため、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％未満となる。一方、滞留温度が６５０℃を超えると、Ｅ値を０．４以下にすることができない。そのため、滞留温度は、６００～６５０℃とする。
　６００～６５０℃における滞留時間はｔ秒以上とする。結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトは、結晶方位差が小さいベイニティックフェライト（ラス）の集団が、界面に存在する転位の回復により、一つの結晶粒となった結果、生成する金属組織である。そのため、ある温度で所定の時間以上保持する必要がある。滞留時間がｔ秒未満となると、熱延鋼板において結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトを８０．０％以上確保することができない。そのため、下限をｔ秒とする。一方、滞留時間に上限は無いものの、１０．０秒を超える滞留では熱延のラン・アウト・テーブルに大規模な加熱装置の設置を行う必要が生じるなど、コストの増加を招くため、１０．０秒以下が好ましい。
　熱延鋼板を６００～６５０℃の温度域でｔ秒以上滞留させた後、６００℃以下まで冷却し、６００℃以下で巻取る。巻取り温度（ＣＴ）が６００℃を超えると、パーライトが生成し、ベイニティックフェライトを８０．０％以上確保することができない。そのため、上限を６００℃とする。冷却停止温度と巻取り温度とはほぼ等しい。
　発明者らが鋭意検討した結果、巻取り温度を１００℃以下とすることにより、その後の冷間圧延、熱処理工程等を経て生成する残留オーステナイトの面積率をより高めることができることが分かった。そのため、巻取り温度を１００℃以下とすることが好ましい。巻取り温度の下限は特に定めないが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に困難であるので、室温が実質的な下限となる。
　［保持工程］
　１００℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とした場合、４００℃以上、Ａ１変態点以下の温度域（第七の温度域）まで昇温し、１０秒以上１０時間以下保持してもよい。この工程によれば、熱延鋼板を冷間圧延が可能な強度まで軟質化することができるので好ましい。この保持工程は、熱延鋼板のミクロ組織や、冷間圧延及び熱処理工程を経て生成する残留オーステナイトの組織分率を高める効果を損なうものではない。熱延鋼板の保持は、大気中、又は水素雰囲気中、又は窒素と水素との混合雰囲気中で行ってもよい。
　加熱温度が４００℃未満では、熱延鋼板の軟質化効果が得られない。加熱温度がＡ１変態点を超えると、熱延鋼板のミクロ組織が損なわれ、熱処理後の所定の特性を得るためのミクロ組織を生成させることができない。昇温後の保持時間が１０秒未満では、熱延鋼板の軟質化効果が得られない。
　Ａ１変態点は、熱膨張試験から求めることができ、例えば１℃／ｓでサンプルを加熱し、熱膨張変化から求められるオーステナイトの体積率が５％を超える温度をＡ１変態点とすることが望ましい。
　［酸洗工程］
　［冷延工程］
　６００℃以下で巻き取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗を施し、冷間圧延に供する。酸洗で、熱延鋼板の表面の酸化物を除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図る。酸洗は、公知の方法でよく、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
　酸洗した熱延鋼板を、累積圧下率が４０．０％以上８０．０％以下となるように冷間圧延する。累積圧下率が４０．０％未満では、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが難しく、また、最終製品の延性が低下するので、累積圧下率は４０．０％以上とする。好ましくは５０．０％以上である。これは、例えば、累積圧下率が不十分であると、鋼板内に蓄積する歪が不均一となり、冷延鋼板を焼鈍工程において室温からＡ１変態点未満の温度域まで加熱する際にフェライトが混粒となり、さらにこのフェライトの形態に起因して焼鈍温度で保持する際にオーステナイトが混粒となり、その結果、組織が不均一になるためであると考えられる。一方、累積圧下率が８０．０％を超えると、圧延荷重が過大になり、圧延が困難となる。また、フェライトの再結晶が過剰となり、粗大なフェライトが形成し、フェライトの面積率が６０．０％を超え、最終製品の穴拡げ性や曲げ性が劣化する。そのため、累積圧下率を８０．０％以下とする。好ましくは７０．０％以下である。なお、圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、特に限定しない。累積圧下率４０．０％以上８０．０％以下を確保できる範囲で、適宜設定すればよい。
　［焼鈍工程］
　冷延工程後の冷延鋼板を連続焼鈍ラインに供し、Ｔ１－５０℃以上９６０℃以下の温度（第四の温度域）に加熱して焼鈍を施す。焼鈍温度がＴ１－５０℃未満であると、金属組織としてポリゴナルフェライトが６０．０％を超え、所定量のベイニティックフェライト及び残留オーステナイトを確保することができない。更に、焼鈍後の冷却工程においてポリゴナルフェライト中にＴｉ化合物を析出させることができず、ポリゴナルフェライトの加工硬化能が低下して、成形性が低下する。そのため、焼鈍温度をＴ１－５０℃以上とする。一方、上限は定める必要はないが、操業上、９６０℃超にすると、鋼板表面への疵の生成、及び炉内での鋼板の破断を招き、生産性が低下するおそれがあることから、９６０℃が実質的な上限となる。
　焼鈍工程での保持時間は３０秒以上、６００秒以下とする。焼鈍の保持時間が３０秒未満であると、オーステナイトへの炭化物の溶解が十分ではなく、オーステナイト中の固溶炭素の分布が均一化されないので、焼鈍後に固溶炭素濃度が小さな残留オーステナイトが生成するようになる。このような残留オーステナイトは加工に対する安定性が著しく低いので、冷延鋼板の穴拡げ性が低下する。また、保持時間が６００秒を超えると、鋼板表面への疵の生成、及び炉内中での鋼板の破断を招き、生産性が低下するおそれがあるので、６００秒を上限とする。
　［第三冷却工程］
　焼鈍工程後の冷延鋼板に対し、ポリゴナルフェライトの面積率の制御を目的として、６００℃以上７２０℃以下の温度域（第五の温度域）まで１．０℃／ｓ以上１０．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。冷却停止温度が６００℃未満であると、オーステナイトからフェライトへの変態が遅延し、ポリゴナルフェライトが４０％未満となる。そのため、冷却停止温度は６００℃以上とする。冷却停止温度までの冷却速度は１．０℃／ｓ以上１０．０℃／ｓ以下とする。１．０℃／秒未満であると、フェライトが６０．０％を超えるため、１．０℃／秒以上とする。１０．０℃／秒を超える冷却速度では、オーステナイトからフェライトへの変態が遅延し、フェライトが４０．０％未満となるため、冷却速度は１０．０℃／秒以下とする。冷却停止温度が７２０℃を超えると、フェライトが６０．０％を超えるため、冷却停止温度は７２０℃以下とする。
　［熱処理工程］
　第三冷却工程後の冷延鋼板について、１０．０℃／ｓ以上６０．０℃／ｓ以下の冷却速度で１５０℃以上５００℃以下の温度域（第六の温度域）に冷却し、３０秒以上６００秒以下保持する。１５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱後３０秒以上６００秒以下保持してもよい。
　この工程は、ベイニティックフェライトを３０．０％以上、残留オーステナイトを１０．０％以上、マルテンサイトを１５．０％以下とするために重要な工程である。冷却速度が１０．０℃／ｓ未満、又は冷却停止温度が５００℃を超えると、フェライトが生成し、ベイニティックフェライトを３０．０％以上確保することができない。
　また、冷却速度が６０．０℃／ｓを超える、又は冷却停止温度が１５０℃未満となると、マルテンサイト変態が促進され、マルテンサイトの面積率が１５％を超える。そのため、１０．０℃／ｓ以上６０．０℃／ｓ以下の冷却速度で１５０℃以上５００℃以下の温度域に冷却する。
　その後、この温度域で３０秒以上保持することにより、鋼板の金属組織に含まれる残留オーステナイト中へのＣの拡散が促進され、残留オーステナイトの安定性が向上し、残留オーステナイトを面積率で１０．０％以上確保することが可能である。一方、保持時間が６００秒超であると、鋼板表面への疵の生成、及び炉内中での鋼板の破断を招き、生産性が低下するおそれがあることから、６００秒を上限とする。
　１０．０℃／ｓ以上６０．０℃／ｓ以下の冷却速度で１５０℃以上５００℃以下の温度域に冷却した後、１５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱後、３０秒以上６００秒以下保持してもよい。再加熱により、熱膨張による体積変化によって格子歪が導入され、この格子歪によって鋼板の金属組織に含まれるオーステナイト中へのＣの拡散が促進され、残留オーステナイトの安定性をより向上させることができるので、再加熱を行うことで、さらに伸び及び穴拡げを向上させることができる。
　熱処理工程後に、必要に応じて、鋼板を巻き取ればよい。このようにして本実施形態に係る冷延鋼板を製造することができる。
　熱処理工程後の鋼板に、耐食性等の向上を目的として、必要に応じて、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の強度、穴拡げ性、延性等は十分に維持することができる。
　また、溶融亜鉛めっきを施した鋼板に、必要に応じて、合金化処理として、４５０℃以上かつ６００℃以下の温度範囲（第八の温度域）で熱処理を行ってもよい。合金化処理の温度を４５０℃以上かつ６００℃以下とした理由は、合金化処理を４５０℃以下で行った場合、十分に合金化しないためである。また、６００℃以上の温度で熱処理を行うと、合金化が進行しすぎて、耐食性が劣化するためである。
　なお、得られた冷延鋼板に表面処理を施してもよい。例えば、得られた冷延鋼板に、電気めっき、蒸着めっき、めっき後の合金化処理、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等の表面処理を適用することができる。上記の表面処理を行っても、均一変形能と局部変形能とを十分に維持することができる。
　また、得られた冷延鋼板に対し、必要に応じて、焼戻し処理を行ってもよい。焼戻し条件は、適宜決定できるが、例えば、１２０～３００℃で、５～６００秒保持する焼戻し処理を行えばよい。この焼戻し処理によれば、焼き戻しマルテンサイトとして、マルテンサイトを軟化させることができる。その結果、主相であるフェライト及びベイナイトと、マルテンサイトとの間の硬度差が小さくなり、穴拡げ性がより向上する。この再加熱処理の効果は、上記の溶融めっきや合金化処理のための加熱などによっても得ることができる。
　以上の製造方法により、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、打ち抜き疲労特性に優れ、全伸びが２１．０％以上かつ穴拡げ性が３０．０％以上の特性を有する延性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、本実施形態に係る冷延鋼板の製造に用いる熱延鋼板である。そのため、本実施形態に係る冷延鋼板と同じ成分を有する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、金属組織が、ベイニティックフェライトを含み、前記ベイニティックフェライトのうち１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの面積率が８０．０％以上である。前述のとおり、この結晶方位的特徴を有するベイニティックフェライトには、結晶粒内に高い密度で亜粒界が存在する。これらの亜粒界では、冷間圧延時に鋼組織に導入される転位が蓄積する。このため、熱延鋼板で存在した亜粒界は、冷延鋼板を焼鈍工程において、室温からＡ１変態点未満の温度域で生成する再結晶フェライトの核生成サイトとなり、焼鈍組織の微細化に寄与する。上述の特徴を有するベイニティックフェライトの面積率が８０．０％未満であると、焼鈍組織が微細化されないため冷延鋼板の降伏強度が低下する。なお、熱延鋼板で存在する亜粒界の移動度は大傾角粒界に比べて非常に小さい。そのため、Ａ１変態点以下の温度域で１０時間以下保持する場合においては、顕著な亜粒界の減少は起きない。
　以上の理由から、この熱延鋼板を用いて上述した保持工程以降の工程を行うことによって、所定の組織、特性を有する本実施形態に係る冷延鋼板を得ることができる。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板は、上述した本実施形態に係る鋼板（冷延鋼板）の製造方法のうち、巻き取り工程までを行うことによって得られる。
　次に、本発明の実施例について説明する。ただし、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１－１～１－３に示す成分組成Ａ～ＣＬを有する鋳造スラブを、鋳造後、直接、又は、一旦冷却した後、１１００～１３００℃に加熱し、表２－１～２－１２、表３－１～３－２０に示す条件で熱間圧延し、巻き取って熱延鋼板を得た。一部の熱延鋼板には、熱延板焼鈍を行った。
　さらに、これらの熱延鋼板に対して、保持、焼鈍、熱処理等を行い、冷延鋼板を得た。一部の冷延鋼板ついては、さらに、焼戻し、溶融亜鉛めっき、合金化処理の１つ以上を上述した条件範囲で行った。
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　巻取り後の熱延鋼板からサンプルを採取し、パーライトの連結性Ｅ値と、ベイニティックフェライトのうち結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの面積率を調査した。また、冷延鋼板からサンプルを採取し、金属組織における、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの面積率と、残留オーステナイトのうちアスペクト比が２．０以下であり長軸の長さが１．０μｍ以下なおかつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトの割合と、ベイニティックフェライトのうちアスペクト比が１．７以下でありなおかつ結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合と、マルテンサイトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトの連結性Ｄ値とを評価した。また冷延鋼板の機械的特性として、０．２％耐力、引張強度、伸び、穴拡げ率、打ち抜き疲労特性を以下の方法で評価した。
　金属組織に関する評価は、上述した方法で行った。
　０．２％耐力、引張強度、伸びについては、鋼板の圧延方向に直角にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して引張試験を行い、０．２％耐力（ＹＰ）引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。穴拡げ率（λ）については、日本工業規格ＪＩＳＺ２２５６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。
　また、打ち抜き疲労特性を以下の方法で評価した。すなわち、平行部の幅が２０ｍｍ、長さが４０ｍｍ、掴み部を含めた全長が２２０ｍｍの試験片を、応力負荷方向と圧延方向が平行となるように作製し、平行部の中央に直径１０ｍｍの穴をクリアランス１２．５％の条件で打ち抜いた。さらに、あらかじめＪＩＳ５号試験片により評価した各サンプルの引張強度の４０％の引張応力を片振りで上記試験片に繰り返し与え、破断までの繰り返し回数を評価した。なお、繰り返し回数が１０５回を超えた場合に、打ち抜き疲労特性が十分であると判断した。
　結果を表２－１～３－２０に示す。
　表２－１～３－２０中の（Ａ）～（Ｃ）は、焼鈍板の組織、（Ｄ）～（Ｅ）は、熱延鋼板の組織である。また、（Ａ）は「残留オーステナイトのうちアスペクト比が２．０以下であり長軸の長さが１．０μｍ以上かつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトの割合（％）」、（Ｂ）は「アスペクト比が１．７以下であり、ベイニティックフェライトのうち１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合（％）」、（Ｃ）は「マルテンサイトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトの連結性Ｄ値」、（Ｄ）は「ベイニティックフェライトのうち１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの面積率（％）、（Ｅ）は、パーライトの連結性Ｅ値」である。
　表１－１～３－２０から分かるように、本発明例は、冷延鋼板において、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、全伸びが２１．０％以上かつ穴拡げ性が３０．０％以上の特性を有する。また、打ち抜き疲労特性が、破断までの繰り返し回数で１．０×１０５（表中表示１．０Ｅ＋０５）回以上であり、優れている。
　一方、成分、組織、製造方法のいずれか１つ以上が本発明の範囲外である比較例は、機械的特性のいずれか１つ以上が目標値に達していない。
　ただし、製造Ｎｏ．ＡＲ－３、Ｐ－４、Ｖ－４、ＢＦ－４は、好ましい機械特性は得られているものの、製造方法が好ましくなかったので、鋼板表面への疵の生成、及び炉内での鋼板の破断を招き、生産性が低下した例である。
　また、例えば、製造Ｎｏ．Ｑ－２、製造Ｎｏ．ＡＮ－２は、第一冷却速度が過剰に速く、表層及び板厚方向で表層から２００μｍの範囲においてマルテンサイトの割合が１０％を超えることに起因して板厚方向の組織が不均一となり、成形性が低下した例である。また、製造Ｎｏ．Ｒ－２、製造Ｎｏ．ＡＸ－２は、冷間圧延での累積圧下率が低く、焼鈍温度で保持する際にオーステナイトが混粒となり、その結果、フェライトも混粒となって引張変形時に、１５μｍを超える粗大なフェライトがその他の５μｍ未満の微細なフェライトよりも先に降伏し、ミクロ的な塑性不安定を引き起こすため全伸びが低下した例である。また、製造Ｎｏ．Ｔ－２、製造Ｎｏ．ＡＵ－２は、焼鈍時間が短く、オーステナイトへの炭化物の溶解が十分ではなかったので、残留オーステナイト中の平均炭素濃度が０．５％未満となるため加工に対する安定性が低下し、穴拡げ性が低下した例である。また、製造Ｎｏ．Ｘ－２、製造Ｎｏ．ＢＡ－４は、滞留時間が短く、熱延時のベイニティックフェライトのうち１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの面積率が低くなったことにより、焼鈍後の組織が微細化されず、降伏強度が低下した例である。また、製造Ｎｏ．ＢＤ－２、製造Ｎｏ．Ｆ－３は、１０００～１１５０℃の累積圧下率が低く、粗圧延中の素材の板厚１／４位置において２５０μｍを超えるオーステナイト粒を形成することによって、焼鈍後の冷延鋼板の板厚１／４位置において１５μｍを超える粗大なフェライトがバンド状に形成することにより、全伸び及び穴拡げ性が低下した例である。また、製造Ｎｏ．Ｌ－２、ＢＨ－３は、仕上げ圧延温度が低く、仕上げ圧延後に板厚１／４位置におけるオーステナイトの結晶粒が粗大化し、焼鈍後の冷延鋼板の板厚１／４位置において１５μｍを超える粗大なフェライトがバンド状に形成することにより、全伸び及び穴拡げ性が低下した例である。
　尚、本発明例に関しては、上記の表層から２００μｍの範囲においてマルテンサイトの割合は１０％未満、フェライト粒径は１５μｍ以下、残留オーステナイト中の平均炭素濃度は０．５％以上であった。
　本発明によれば、自動車等の構造部材として好適な、引張強度が９８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上の、打ち抜き疲労特性、伸び、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板と、その製造方法とを提供することができる。

Claims (10)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．１００％以上、０．５００％未満、
    　　Ｓｉ：０．８％以上、４．０％未満、
    　　Ｍｎ：１．０％以上、４．０％未満、
    　　Ｐ　：０．０１５％未満、
    　　Ｓ　：０．０５００％未満、
    　　Ｎ　：０．０１００％未満、
    　　Ａｌ：２．０００％未満、
    　　Ｔｉ：０．０２０％以上、０．１５０％未満、
    　　Ｎｂ：０％以上、０．２００％未満、
    　　Ｖ　：０％以上、０．５００％未満、
    　　Ｂ　：０％以上、０．００３０％未満、
    　　Ｍｏ：０％以上、０．５００％未満、
    　　Ｃｒ：０％以上、２．０００％未満、
    　　Ｍｇ：０％以上、０．０４００％未満、
    　　Ｒｅｍ：０％以上、０．０４００％未満、及び
    　　Ｃａ：０％以上、０．０４００％未満、
    を含有し、残部が鉄及び不純物であり、
    　ＳｉとＡｌの含有量の合計が１．０００％以上であり、
    　金属組織が、面積率でポリゴナルフェライトを４０．０％以上、６０．０％未満、ベイニティックフェライトを３０．０％以上、残留オーステナイトを１０．０％以上、２５．０％以下、マルテンサイトを１５．０％以下含有し、
    　前記残留オーステナイトのうち、アスペクト比が２．０以下であり、長軸の長さが１．０μｍ以下かつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトの割合が８０．０％以上であり、
    　前記ベイニティックフェライトのうち、アスペクト比が１．７以下であり、かつ、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上であり、
    　前記マルテンサイトと前記ベイニティックフェライトと前記残留オーステナイトとの連結性Ｄ値が０．７０以下であり、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上、全伸びが２１．０％以上かつ穴拡げ率が３０．０％以上の特性を有する
    ことを特徴とする冷延鋼板。
  2. 　前記連結性Ｄ値が０．５０以下であり、前記穴拡げ率が５０．０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００５％以上、０．２００％未満、
    　Ｖ　：０．０１０％以上、０．５００％未満、
    　Ｂ　：０．０００１％以上、０．００３０％未満、
    　Ｍｏ：０．０１０％以上、０．５００％未満、
    　Ｃｒ：０．０１０％以上、２．０００％未満、
    　Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、
    　Ｒｅｍ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、及び
    　Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４００％未満、
    の１種又は２種以上を含有する請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項の冷延鋼板の製造に用いる熱延鋼板であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．１００％以上、０．５００％未満、
    　　Ｓｉ：０．８％以上、４．０％未満、
    　　Ｍｎ：１．０％以上、４．０％未満、
    　　Ｐ　：０．０１５％未満、
    　　Ｓ　：０．０５００％未満、
    　　Ｎ　：０．０１００％未満、
    　　Ａｌ：２．０００％未満、
    　　Ｔｉ：０．０２０％以上、０．１５０％未満、
    　　Ｎｂ：０％以上、０．２００％未満、
    　　Ｖ　：０％以上、０．５００％未満、
    　　Ｂ　：０％以上、０．００３０％未満、
    　　Ｍｏ：０％以上、０．５００％未満、
    　　Ｃｒ：０％以上、２．０００％未満、
    　　Ｍｇ：０％以上、０．０４００％未満、
    　　Ｒｅｍ：０％以上、０．０４００％未満、及び
    　　Ｃａ：０％以上、０．０４００％未満、
    を含有し、残部が鉄及び不純物であり、
    　ＳｉとＡｌの含有量の合計が１．０００％以上であり、
    　金属組織が、ベイニティックフェライトを含み、
    　前記ベイニティックフェライトのうち１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの面積率が８０．０％以上であり、
    　パーライトの連結性Ｅ値が０．４０以下である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  5. 　化学組成が、Ｃ：０．１００％以上、０．５００％未満、Ｓｉ：０．８％以上、４．０％未満、Ｍｎ：１．０％以上、４．０％未満、Ｐ：０．０１５％未満、Ｓ：０．０５００％未満、Ｎ：０．０１００％未満、Ａｌ：２．０００％未満、Ｔｉ：０．０２０％以上、０．１５０％未満、Ｎｂ：０％以上、０．２００％未満、Ｖ：０％以上、０．５００％未満Ｂ：０％以上、０．００３０％未満、Ｍｏ：０％以上、０．５００％未満、Ｃｒ：０％以上、２．０００％未満、Ｍｇ：０％以上、０．０４００％未満、Ｒｅｍ：０％以上、０．０４００％未満、及びＣａ：０％以上、０．０４００％未満を含有し、残部が鉄及び不純物であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計が１．０００％以上である鋼塊又はスラブを鋳造する鋳造工程と；
    　前記鋼塊又はスラブに１０００℃以上１１５０℃以下の第一の温度域で合計４０％以上の圧下を施す粗圧延工程と、下記式（１）にある成分により決定される温度をＴ１としたとき、Ｔ１℃以上Ｔ１＋１５０℃以下の第二の温度域における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１－４０℃以上で熱間圧延を終了して熱延鋼板を得る仕上げ圧延工程と、を含む熱延工程と；
    　前記熱延工程後の熱延鋼板を６００～６５０℃の第三の温度域まで２０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第一冷却工程と；
    　前記第一冷却工程後の前記熱延鋼板を、６００～６５０℃の第三の温度域に下記式（２）で定める時間ｔ秒以上１０．０秒以下滞留させる滞留工程と；
    　前記滞留工程後の前記熱延鋼板を６００℃以下まで冷却する第二冷却工程と；
    　前記熱延鋼板を、６００℃以下で、巻取り後の鋼板のミクロ組織において、パーライトの連結性Ｅ値が０．４０以下、かつベイニティックフェライトのうち、１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上となるように巻取り、熱延鋼板を得る巻取り工程と；
    　前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と；
    　前記酸洗工程後の前記熱延鋼板に、４０．０％以上８０．０％以下の累積圧下率となるように冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷延工程と；
    　前記冷延工程後の冷延鋼板を、Ｔ１－５０℃以上９６０℃以下の第四の温度域まで昇温して、前記第四の温度域で３０～６００秒保持する焼鈍工程と；
    　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、６００℃以上７２０℃以下の第五の温度域まで１．０℃／ｓ以上１０．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する第三冷却工程と；
    　１０．０℃／ｓ以上６０．０℃／ｓ以下の冷却速度で１５０℃以上５００℃以下の第六の温度域に冷却し、３０秒以上６００秒以下保持する熱処理工程と；
    を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
    　Ｔ１（℃）＝９２０＋４０×Ｃ２－８０×Ｃ＋Ｓｉ２＋０．５×Ｓｉ＋０．４×Ｍｎ２－９×Ｍｎ＋１０×Ａｌ＋２００×Ｎ２－３０×Ｎ－１５×Ｔｉ…式（１）
    　　ｔ（秒）＝１．６＋（１０×Ｃ＋Ｍｎ－２０×Ｔｉ）／８…式（２）
    　式中の元素記号は、元素の質量％での含有量を示す。
  6. 　前記巻取り工程において、前記鋼板を１００℃以下で巻取ることを特徴とする請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
  7. 　前記巻取り工程と前記酸洗工程の間に、前記熱延鋼板を、４００℃以上、Ａ１変態点以下の第七の温度域まで昇温し、１０秒以上１０時間以下保持する保持工程を有することを特徴とする請求項６に記載の冷延鋼板の製造方法。
  8. 　前記熱処理工程において、前記冷延鋼板を第六の温度域に冷却した後、１秒以上保持する前に、１５０℃以上５００℃以下の温度域まで再加熱することを特徴とする請求項５～７のいずれか１項に記載の冷延鋼板の製造方法。
  9. 　前記熱処理工程の後に、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程をさらに有することを特徴とする請求項５～８のいずれか１項に記載の冷延鋼板の製造方法。
  10. 　前記めっき工程の後に、４５０℃以上かつ６００℃以下の第八の温度域で熱処理を行う合金化処理工程を有することを特徴とする請求項９に記載の冷延鋼板の製造方法。
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